WO2017164013A1 - ベーパチャンバーの製造方法 - Google Patents

ベーパチャンバーの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2017164013A1
WO2017164013A1 PCT/JP2017/010239 JP2017010239W WO2017164013A1 WO 2017164013 A1 WO2017164013 A1 WO 2017164013A1 JP 2017010239 W JP2017010239 W JP 2017010239W WO 2017164013 A1 WO2017164013 A1 WO 2017164013A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
copper alloy
content
vapor chamber
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/010239
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
大輔 橋本
昌泰 西村
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to KR1020187029853A priority Critical patent/KR20180122001A/ko
Priority to CN201780018564.XA priority patent/CN108885067B/zh
Publication of WO2017164013A1 publication Critical patent/WO2017164013A1/ja

Links

Images

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28D—HEAT-EXCHANGE APPARATUS, NOT PROVIDED FOR IN ANOTHER SUBCLASS, IN WHICH THE HEAT-EXCHANGE MEDIA DO NOT COME INTO DIRECT CONTACT
    • F28D15/00—Heat-exchange apparatus with the intermediate heat-transfer medium in closed tubes passing into or through the conduit walls ; Heat-exchange apparatus employing intermediate heat-transfer medium or bodies
    • F28D15/02—Heat-exchange apparatus with the intermediate heat-transfer medium in closed tubes passing into or through the conduit walls ; Heat-exchange apparatus employing intermediate heat-transfer medium or bodies in which the medium condenses and evaporates, e.g. heat pipes
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28D—HEAT-EXCHANGE APPARATUS, NOT PROVIDED FOR IN ANOTHER SUBCLASS, IN WHICH THE HEAT-EXCHANGE MEDIA DO NOT COME INTO DIRECT CONTACT
    • F28D15/00—Heat-exchange apparatus with the intermediate heat-transfer medium in closed tubes passing into or through the conduit walls ; Heat-exchange apparatus employing intermediate heat-transfer medium or bodies
    • F28D15/02—Heat-exchange apparatus with the intermediate heat-transfer medium in closed tubes passing into or through the conduit walls ; Heat-exchange apparatus employing intermediate heat-transfer medium or bodies in which the medium condenses and evaporates, e.g. heat pipes
    • F28D15/0283—Means for filling or sealing heat pipes
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
    • F28F21/00—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials
    • F28F21/08—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials of metal
    • F28F21/081—Heat exchange elements made from metals or metal alloys
    • F28F21/085—Heat exchange elements made from metals or metal alloys from copper or copper alloys

Definitions

  • the present disclosure relates to a method of manufacturing a vapor chamber (a flat plate heat pipe) by joining a plurality of components.
  • CPUs installed in desk-type PCs, notebook PCs, tablet terminals, mobile phones represented by smartphones, etc. are rapidly increasing in operating speed and density, and heat generated from these CPUs per unit area The amount has increased further.
  • a heat sink is used as a heat dissipating component that absorbs heat from a semiconductor device and dissipates it into the atmosphere. Since the heat sink is required to have high thermal conductivity, copper, aluminum, or the like having a high thermal conductivity is used as a material.
  • a method is used in which the heat of the CPU is transmitted to a heat radiating fin or the like installed on a heat sink and the heat is removed by a small fan installed in the desk type PC casing.
  • vapor chambers flat plate heat pipes
  • 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. It has also been proposed to solve the heat generation problem of semiconductor devices by combining heat pipes with heat radiating components such as heat sinks and fans.
  • the vapor chamber further improves the heat dissipation performance of the tubular heat pipe (see Patent Documents 1 to 4).
  • a vapor chamber having a fine hole formed by roughening, grooving, or powder sintering on the inner surface has been proposed, similar to a tubular heat pipe.
  • a vapor chamber has been proposed that includes an external member (housing) and an internal member that is housed and fixed inside the external member.
  • One or a plurality of internal members are arranged inside the external member in order to promote condensation, evaporation, and transport of the refrigerant, and various shapes of fins, protrusions, holes, slits, and the like are processed.
  • a vapor chamber of this type is manufactured by arranging an internal member inside the external member and then joining and integrating the external members and the external member and the internal member by a method such as brazing or diffusion bonding.
  • the vapor chamber is sealed by a method such as brazing after the refrigerant is put inside.
  • FIG. 1A shows an upper plate member 2 (or lower plate member 3) on which a pattern 1 (shaded portion) is formed.
  • an etching process or a press process using a mold is used.
  • the etching process only the portion of the upper plate member 2 and / or the lower plate member 3 that is to be etched is exposed, and the copper of the portion to be etched is dissolved with an etchant containing a ferric chloride solution, and a predetermined pattern is formed.
  • the surface property of the mold is transferred to one surface of the upper plate member 2 and / or the lower plate member 3 to form a pattern with a predetermined shape.
  • brazing In the case of joining by brazing, heating is performed in a reducing atmosphere or a non-oxidizing atmosphere, and brazing is performed using silver brazing (BAg), phosphor copper brazing (BCuP), or the like. Usually, the brazing point is heated to 650 ° C. or more when silver brazing is used, and to 750 ° C. or more when using phosphor copper brazing. As brazing method, insert brazing (a kind of hand brazing) or place brazing (a kind of brazing in a furnace) is applied. Need to control the brazing atmosphere.
  • BAg silver brazing
  • BCuP phosphor copper brazing
  • the time for heating to a high temperature is short, but the vapor chamber has a small mass and good thermal conductivity, so that the whole temperature rises to the brazing temperature and softens.
  • the time during which the vapor chamber is kept at a high temperature is increased, and the degree of softening of the entire material is greater than that of hand brazing.
  • the components constituting the vapor chamber are heated to a temperature of at least 650 ° C., so that they are easily softened when made of a pure copper material having low heat resistance.
  • the components (the upper plate member 2 and the lower plate member 3 in the previous example) constituting the vapor chamber casing are softened, the vapor chamber is easily deformed when transported, handled, or attached to a semiconductor device. In that case, the shape and dimensions of the pattern formed inside the vapor chamber changes, or a gap is created between the vapor chamber and the semiconductor device due to the indentation, etc., and the desired heat transfer performance is demonstrated. become unable.
  • the housing of the vapor chamber is deformed by the applied pressure applied to the bonded portion.
  • the joint portion between the upper plate member 2 and the lower plate member 3 is creep-deformed by the applied pressure (see the white arrow), and the thickness is reduced (t s ⁇ t f )
  • the upper plate member 2 and the lower plate member 3 expand by heating and try to extend in the left-right direction, while the joint portion is restrained from moving in the left-right direction by the applied pressure, the upper plate member 2 and the lower plate member 3
  • the thin part of the member 3 will bend inward.
  • the dimensional accuracy of the vapor chamber also decreases, and the above problem due to softening becomes more serious.
  • pure copper-based materials tend to coarsen the crystal grains when heated to a temperature of 650 ° C. or higher, and the coarsening of the crystal grains may progress as the plate thickness is penetrated (the crystal grain size is larger than the plate thickness). .
  • intergranular cracking occurs due to the fatigue phenomenon caused by internal pressure fluctuations (stress is applied to the housing) that is repeatedly caused by evaporation and condensation when the solder chamber is used, or when the vapor chamber is used. It has been pointed out that corrosion resistance decreases at the grain boundaries.
  • the present disclosure solves the above-mentioned problems when manufacturing a vapor chamber, and is less likely to undergo dimensional changes due to softening or creep deformation of the casing even after the joining process, and has sufficient strength and heat transfer performance.
  • the main object is to provide a method for manufacturing a vapor chamber.
  • Another object is to prevent excessive coarsening of crystal grains in the housing even after the joining process.
  • the vapor chamber is manufactured by assembling the vapor chamber with a plurality of components and then joining the components through a process of heating to 650 ° C. or higher.
  • the components constituting the vapor chamber casing are made of precipitation hardening type copper alloy, and the precipitation hardening type copper alloy is subjected to aging treatment and precipitation hardening without applying plastic working to the casing of the vapor chamber after joining. It is characterized by making it.
  • the component is composed of only components constituting the casing of the vapor chamber and other components (the internal member).
  • Precipitation hardening type copper alloys include known Cu—Ni—Si, Cu—Fe—P, Cu—Fe—Ni—P, Cu—Cr, and Cu—Cr—Zr, etc. An alloy is mentioned.
  • the casing is softened and creep-deformed, etc. even after the joining process, compared to a conventional vapor chamber using a pure copper material. Dimensional change due to is difficult to occur.
  • the strength and electrical conductivity of the housing are decreasing immediately after the joining process, but the strength and electrical conductivity (thermal conductivity) of the housing are recovered (improved) by subsequently performing an aging treatment (precipitation hardening treatment). ) For this reason, it is possible to manufacture a vapor chamber having higher strength while suppressing a decrease in heat transfer performance, and further reducing the thickness of the material.
  • a precipitation hardening type copper alloy as a material of the casing, coarsening of crystal grains of the casing is suppressed as compared with a conventional vapor chamber using a pure copper material. The For this reason, leakage resistance and corrosion resistance when using the vapor chamber are improved, and solder wettability is also improved.
  • the manufacturing method (joining method) of a vapor chamber is demonstrated,
  • the state of deformation of the upper plate member and the lower plate member at the time of diffusion bonding of the vapor chamber is described, and is a cross-sectional view (2A) at the start of diffusion bonding and a cross-sectional view (2B) at the end. It is a figure which shows the range of Fe and Sn content of a typical precipitation hardening type copper alloy.
  • precipitation hardening type copper alloys applied to the casing of the vapor chamber known Cu—Fe—P, Cu— (Ni, Co) —Si, Cu— (Ni, Co) —P, known per se, Cu—Cr and Cu—Cr—Zr copper alloys are listed. These precipitation hardening type copper alloys have a softening degree smaller than that of the conventional pure copper under high temperature heating (vapor chamber joining process), and the coarsening of the crystal grains after the high temperature heating is also higher than that of the conventional pure copper. It is suppressed in comparison.
  • these precipitation hardened copper alloys recover (improve) strength and conductivity even when subjected to aging treatment without adding plastic working after high-temperature heating (without introducing plastic strain as a precipitation site into the material).
  • the casing of the vapor chamber is not subjected to plastic working after the joining process, but by using these precipitation-hardening type copper alloys, high strength (50 MPa or more) after aging treatment can be achieved without adding plastic working after the joining process.
  • the aging treatment (precipitation hardening treatment) after the joining step (after high-temperature heating) can be performed, for example, by the following method.
  • the conditions for aging treatment (precipitation temperature range, holding time) will be described later for each alloy system.
  • the vapor chamber after bonding is rapidly cooled by water cooling or the like while it is still at a high temperature, or the vapor chamber after bonding is reheated to the solution temperature and then rapidly cooled to preliminarily precipitate the precipitation hardening type copper alloy. It is preferable.
  • the vapor chamber after joining is kept in the precipitation temperature range for a certain time during cooling from a high temperature to precipitate and harden the precipitation hardening type copper alloy.
  • the vapor chamber may be maintained at a constant temperature within the precipitation temperature range or may continue to be cooled within the precipitation temperature range.
  • the reheating of (1) is further performed to precipitate and harden the precipitation hardening type copper alloy.
  • Cu-Fe-P system As an example of a Cu—Fe—P based copper alloy, a copper alloy containing Fe: 0.07 to 0.7 mass% and P: 0.2 mass% or less can be given.
  • the basic composition of this copper alloy is composed of Cu and unavoidable impurities other than Fe and P, and contains alloy elements described later as required.
  • the 0.2% proof stress value is 100 MPa or more
  • the electrical conductivity is 50% IACS or more (when Sn is included as an alloy element, 45% IACS or higher).
  • the average crystal grain size after high-temperature heating can be suppressed to 50 ⁇ m or less by setting the Fe content to 0.25 mass% or more.
  • the aging treatment may be carried out under the condition of holding at a temperature range of 350 to 600 ° C. for 5 minutes to 10 hours.
  • Fe precipitates as a single element of Fe or as an Fe—P compound, and has an action of improving the strength and conductivity of the copper alloy sheet after aging treatment.
  • Fe that does not precipitate as an Fe—P compound precipitates as a simple substance of Fe, and particularly when the Fe content is 0.4 mass% or more, the amount of Fe that precipitates as a simple substance of Fe increases. If the Fe content is less than 0.07% by mass, the 0.2% yield strength after high-temperature heating and aging treatment is insufficient, and if the Fe content exceeds 0.7% by mass, the conductivity after high-temperature heating and aging treatment Does not improve. Therefore, the Fe content is set to 0.07 to 0.7% by mass.
  • the lower limit of the Fe content is preferably 0.15% by mass, and the upper limit is preferably 0.65% by mass.
  • the solid solution P is heated to the precipitation temperature to form an Fe—P compound to improve the strength, heat resistance, and conductivity of the copper alloy.
  • the P content needs to be 0.005 mass% or more. However, if the P content exceeds 0.2% by mass, cracking occurs when the ingot is hot-rolled and subsequent processing becomes impossible, so the upper limit of the P content is 0.2% by mass. %.
  • the P content that does not contribute to the precipitation of the Fe—P compound is preferably as small as possible within the range where hydrogen embrittlement can be prevented.
  • the ratio [Fe] / [P] of the Fe content (% by mass) and the P content (% by mass) is preferably in the range of 2 to 5.
  • the lower limit value of [Fe] / [P] is more preferably 2.5, still more preferably 3.0, and the upper limit value of [Fe] / [P] is more preferably 4.5, still more preferably 4. 0.
  • the above copper alloy is a range in which one or more of the alloy elements (or alloy element groups) shown in the following (a) to (c) are not impaired in electrical conductivity after high-temperature heating and aging treatment Included within.
  • the Fe and Sn contents are point A (0.1, 0.006), point B (0.5, 0.006), point C (0.05) shown in FIG. 1.1) and within the range surrounded by the point D (0.05, 0.05) (including the boundary).
  • the lower limit of the Fe content is preferably 0.07% by mass, more preferably 0.15% by mass.
  • the lower limit of the Sn content is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.02% by mass, and the upper limit is preferably 0.5% by mass, more preferably 0.4% by mass.
  • Zn has the effect of improving the heat resistance peelability and the Sn plating heat resistance peelability of the copper alloy.
  • the Zn content exceeds 1.5% by mass, the solder wettability decreases and the electrical conductivity also decreases, so the Zn content is set to 1.5% by mass or less.
  • the upper limit of the Zn content is preferably 0.7% by mass, and more preferably 0.5% by mass.
  • the lower limit of the Zn content is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.05% by mass, and even more preferably 0.1% by mass.
  • Mn, Mg, Si, Al, Cr, Ti, and Zr have the effect of improving the strength and heat resistance of the copper alloy.
  • Mn, Mg, Si, and Al reduce the electrical conductivity of the copper alloy even if contained in small amounts, so the upper limit values are Mn: 0.1% by mass, Mg: 0.2% by mass, and Si: 0.0. 2 mass%, Al: 0.2 mass%.
  • Cr, Ti, and Zr easily form inclusions such as oxides and sulfides of several ⁇ m to several tens of ⁇ m, and a gap is formed between the inclusions and the base material by cold rolling. When it is present on the surface, it reduces the corrosion resistance of the copper alloy.
  • the upper limit values of Cr, Ti, and Zr are Cr: 0.2 mass%, Ti: 0.1 mass%, and Zr: 0.05 mass%. Moreover, when a plurality of types of elements among Mn, Mg, Si, Al, Cr, Ti, and Zr are contained in the copper alloy and the total content exceeds 0.5% by mass, the conductivity of the copper alloy decreases. . Therefore, the total content of these elements is 0.5% by mass or less. On the other hand, the lower limit of the total content of one or more of these elements is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.02% by mass, and even more preferably 0.03% by mass.
  • the copper alloy (strip) having the above composition is manufactured, for example, by hot rolling an ingot and then repeating cold rolling and heat treatment (aging treatment) once or twice or more.
  • the copper alloy manufactured under the following conditions has a 0.2% proof stress of 150 MPa or more, an elongation of 5% or more, and excellent bending workability.
  • high-temperature heating 850 ° C. ⁇ 30 minutes
  • it has a 0.2% proof stress of 40 MPa or more
  • coarsening of crystal grains due to high temperature heating (850 ° C. ⁇ 30 minutes) is suppressed, and the average crystal grain size after high temperature heating is suppressed to 50 ⁇ m or less.
  • Melting and casting can be performed by ordinary methods such as continuous casting and semi-continuous casting.
  • the ingot is preferably homogenized, and the homogenization is preferably maintained 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 method such as water cooling.
  • hot-rolled material is cold-rolled to product thickness and subjected to aging treatment
  • hot-rolled material is subjected to cold-rolling and aging treatment, and further cold-rolled to product thickness.
  • Low temperature annealing recovery of ductility
  • the aging treatment is performed under the condition of holding at a heating temperature of about 300 to 600 ° C. for 0.5 to 10 hours. When the heating temperature is less than 300 ° C., the amount of precipitation is small, and when it exceeds 600 ° C., the precipitate tends to be coarsened.
  • the lower limit of the heating temperature is preferably 350 ° C, and the upper limit is preferably 580 ° C.
  • 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. When 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.
  • Cu—Fe—P system is a copper alloy containing Fe: 1.0 to 2.4 mass% and P: 0.005 to 0.1 mass%.
  • the basic composition of this copper alloy is composed of Cu and unavoidable impurities other than Fe and P, and contains alloy elements described later as required.
  • a 0.2% proof stress value of 110 MPa or more and a conductivity of 50% IACS or more can be achieved.
  • the average crystal grain size after high temperature heating (vapor chamber joining step) can be suppressed to 50 ⁇ m or less.
  • the aging treatment may be carried out under the condition of holding at a temperature range of 350 to 600 ° C. for 5 minutes to 10 hours.
  • Fe forms a single element of Fe or a compound with P and precipitates, and has the effect of improving the strength and conductivity of the copper alloy sheet after aging treatment.
  • the Fe content is less than 1.0% by mass, the 0.2% yield strength after high-temperature heating and aging treatment is insufficient.
  • the Fe content exceeds 2.4% by mass, the strength improvement ratio after high-temperature heating and aging treatment is saturated, and coarse Fe crystallized material is formed in the melt casting process, and subsequent processing steps It is difficult to extinguish with.
  • Coarse Fe crystallized products decrease corrosion resistance, bending workability, plating properties, and the like. Therefore, the Fe content is set to 1.0 to 2.4% by mass.
  • the lower limit of the Fe content is preferably 1.2% by mass, and the upper limit is preferably 2.2% by mass.
  • the P has an action of reducing the amount of oxygen contained in the copper alloy by a deoxidation action and preventing hydrogen embrittlement when the heat dissipating part is heated in a reducing atmosphere containing hydrogen.
  • the P content necessary for preventing hydrogen embrittlement is 0.005% by mass or more.
  • the solid solution P decreases the conductivity of the copper alloy, but when heated to the deposition temperature, an Fe—P compound is formed, thereby improving the strength, heat resistance, and conductivity of the copper alloy.
  • the content of P exceeds 0.1% by mass, the amount of P that is dissolved is increased, and the electrical conductivity is lowered. Therefore, the P content is set to 0.005 to 0.1% by mass.
  • the above copper alloy is a range in which one or more of the alloy elements (or alloy element groups) shown in the following (a) to (c) are not impaired in electrical conductivity after high-temperature heating and aging treatment Included within.
  • (c) 1 of Mn, Mg, Si, Al, Cr, Ti, Zr, Ni, Co A total of 0.5% by mass or less of seeds or two or more kinds.
  • Zn is added as necessary for the same reason as Zn in the copper alloy described in (1) above.
  • the upper limit of the Zn content is preferably 0.7% by mass, and more preferably 0.5% by mass.
  • the lower limit of the Zn content is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.05% by mass, and still more preferably 0.1% by mass.
  • Sn has a function of improving the strength of the copper alloy by dissolving in the copper alloy matrix. Further, the addition of Sn is also effective in improving the stress relaxation resistance.
  • 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, and still more preferably 0.8%. It is set to 05% by mass or more.
  • the Sn content exceeds 0.5% by mass, the electrical conductivity of the copper alloy plate after high-temperature heating and aging treatment is lowered. Therefore, the Sn content is 0.5 mass% or less.
  • Mn, Mg, Si, Al, Cr, Ti, Zr, Ni, and Co have an action of improving the strength and heat resistance of the copper alloy, one or more of these are added as necessary. .
  • the lower limit of the total content of one or more of these elements is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.02% by mass, and even more preferably 0.03% by mass.
  • the copper alloy (strip) having the above composition can be manufactured, for example, by the same manufacturing method as the copper alloy (1).
  • the copper alloy produced by this production method has a 0.2% proof stress of 150 MPa or more, an elongation of 5% or more, and excellent bending workability.
  • high-temperature heating 850 ° C. ⁇ 30 minutes
  • it has a 0.2% proof stress of 40 MPa or more
  • after aging treatment it has a 0.2% proof stress of 110 MPa or more and a conductivity of 50% IACS or more. become.
  • the coarsening of the crystal grain by high temperature heating (850 degreeC x 30 minutes) is suppressed, and the average crystal grain size after high temperature heating is suppressed to 50 micrometers or less.
  • Cu- (Ni, Co) -Si system As an example of a Cu- (Ni, Co) -Si based copper alloy, one or two of Ni and Co are contained in an amount of 1.0 to 4.0% by mass and Si is contained in an amount of 0.2 to 1.2% by mass. In addition, a copper alloy in which the ratio [Ni + Co] / [Si] of the total content of Ni and Co to the content of Si is in the range of 3.5 to 5 can be given.
  • the basic composition of this copper alloy consists of Cu and unavoidable impurities other than Ni or / and Co and Si, and contains the alloy elements described later as required.
  • a 0.2% proof stress value of 300 MPa or more and a conductivity of 25% IACS or more can be achieved.
  • the aging treatment may be carried out under the condition of holding at a temperature range of 350 to 600 ° C. for 5 minutes to 10 hours.
  • 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.
  • part or all of Ni can be replaced with Co.
  • the content ratio [Ni + Co] / [Si] is set to 3.5 to 5.
  • the above copper alloy is a range in which one or more of the alloy elements (or alloy element groups) shown in the following (a) to (c) are not impaired in electrical conductivity after high-temperature heating and aging treatment Included within.
  • Sn has a function of improving the strength of the copper alloy by dissolving in the copper alloy matrix. Further, the addition of Sn is also effective in improving the stress relaxation resistance.
  • 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 the effect of improving the strength and stress relaxation resistance of the copper alloy by dissolving in the copper alloy matrix.
  • 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 is lowered and the 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 resistance peelability and the Sn plating heat resistance peelability of the copper alloy.
  • 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.
  • Al, Mn, Cr, Ti, Zr, Fe, P, and Ag have the effect of improving the strength and heat resistance of the copper alloy.
  • the lower limit of the total content of one or more of these elements is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.02% by mass, and even more preferably 0.03% by mass.
  • the copper alloy (strip) having the above composition is a standard manufacturing method, in which the ingot is soaked and hot-rolled, followed by cold rolling, recrystallization with solution treatment, cold rolling, and precipitation treatment steps. Manufactured by.
  • a copper alloy produced under the following conditions has a 0.2% proof stress of 300 MPa or more and excellent bending workability. Further, by performing an aging treatment after high-temperature heating (850 ° C. ⁇ 30 minutes), it has a 0.2% proof stress of 300 MPa or more and a conductivity of 25% IACS or more.
  • the melting, casting, and homogenization processes are performed in the same manner as for a Cu—Fe—P based copper alloy.
  • 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.
  • the rapid cooling start temperature after hot rolling is lower than 600 ° C., coarse (Ni, Co) —Si precipitates are formed, the structure tends to be uneven, and the strength of the copper alloy (product strip) is lowered.
  • a copper alloy 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 content of Ni, Co, and Si in the copper alloy is small, it is performed in a lower temperature range within the above temperature range, and when the content of Ni, Co, and Si is large, it is performed in a higher temperature region within the above temperature range. It is preferable.
  • Cu- (Ni, Co) -P system examples include Ni: 0.2 to 1.0 mass% or Co: 0.05 to 1.0 mass%, P: 0.03 to Mention may be made of copper alloys containing 0.2% by weight.
  • the basic composition of this copper alloy consists of Cu and unavoidable impurities other than Ni or / and Co and P, and includes Fe and other alloy elements described later as required.
  • the total content of Ni, Co and Fe [Ni + Co + Fe] is in the range of 0.3 to 1.0% by mass, and the total content of Ni, Co and Fe and the content of P
  • the ratio [Ni + Co + Fe] / [P] is in the range of 2-10.
  • a 0.2% proof stress value of 120 MPa or more and a conductivity of 40% IACS or more can be achieved.
  • the aging treatment may be carried out under the condition of holding at a temperature range of 350 to 600 ° C. for 5 minutes to 10 hours.
  • Ni, Co, and Fe generate a P compound ((Ni, Co, Fe) -P compound) with P to improve the strength and stress relaxation resistance of the copper alloy.
  • the (Ni, Co, Fe) -P compound includes Ni—P, Co—P, Fe—P, and an MP compound containing two or more of Fe, Ni, and Co.
  • the lower limits of the contents of Ni, Co, and Fe are 0.2% by mass, 0.05% by mass, and 0.05% by mass, respectively.
  • the ratio [Ni + Co + Fe] / [P] of the total content of Ni, Co and Fe and P content is less than 2 or more than 10, the excess Ni, Co, Fe or P is dissolved. , Conductivity decreases. Therefore, the content ratio [Ni + Co + Fe] / [P] is set to 2 to 10.
  • the lower limit value of [Ni + Co + Fe] / [P] is preferably 2.2, and the upper limit value is preferably 9.5.
  • the above copper alloy is a range in which one or more of the alloy elements (or alloy element groups) shown in the following (a) to (c) are not impaired in electrical conductivity after high-temperature heating and aging treatment Included within.
  • Sn has a function of improving the strength of the copper alloy by dissolving in the copper alloy matrix. Further, the addition of Sn is also effective in improving the stress relaxation resistance.
  • 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 the effect of improving the strength and stress relaxation resistance of the copper alloy by dissolving in the copper alloy matrix.
  • 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
  • the Zn content exceeds 1.0% by mass, solder wettability decreases, so the Zn content is 1.0% by mass or less.
  • 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.
  • 0.05 mass% or more is more preferable, and 0.1 mass% or more is further more preferable.
  • Si, Al, Mn, Cr, Ti, Zr, and Ag have an effect of improving the strength and heat resistance of the copper alloy.
  • the 1st type or 2 or more types total content of these elements is restrict
  • the lower limit of the total content of one or more of these elements is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.02% by mass, and even more preferably 0.03% by mass.
  • the copper alloy (strip) having the above composition is a standard manufacturing method, in which the ingot is soaked and hot-rolled, followed by cold rolling, recrystallization with solution treatment, cold rolling, and precipitation treatment steps. Manufactured by.
  • the conditions for each step may be the same as those for the Cu— (Ni, Co) —Si based copper alloy.
  • the copper alloy manufactured under these conditions has a 0.2% proof stress of 300 MPa or more and excellent bending workability.
  • a 0.2% proof stress of 120 MPa or more and a conductivity of 40% IACS or more are obtained.
  • Cu—Cr-based copper alloys include Cr: 0.15 to 0.6 mass%, Si: 0.005 to 0.15 mass%, and Ti: 0.005 to 0.15 mass%.
  • Examples thereof include a copper alloy containing 0.01 to 0.3 mass% of seeds or two kinds in total.
  • the basic composition of this copper alloy consists of Cu and unavoidable impurities other than Cr and Si or / and Ti, and contains the alloy elements described later as required.
  • This copper alloy can recover strength and electrical conductivity when subjected to aging treatment without plastic working after high-temperature heating (vapor chamber joining process). Smaller than alloy. Nevertheless, a 0.2% proof stress value of 60 MPa or more and a conductivity of 45% IACS or more can be achieved.
  • this copper alloy can suppress the average crystal grain size after high-temperature heating (bonding step of the vapor chamber) to 50 ⁇ m or less.
  • rapid cooling water cooling etc.
  • the aging treatment may be carried out under the condition of holding at a temperature range of 350 to 550 ° C. for 5 minutes to 10 hours.
  • Cr precipitates in the copper alloy matrix as Cr, Cr—Si compound or Cr—Ti—Si compound, and improves the strength and conductivity of the copper alloy after aging treatment.
  • Cr has a small amount of solid solution in Cu even at a temperature of 700 ° C. or higher, and can prevent coarsening of crystal grains in high-temperature heating (vapor chamber joining step).
  • the Cr content is less than 0.15% by mass, the above effects are insufficient.
  • the Cr content exceeds 0.6% by mass, coarse Cr and Cr compounds are generated, and the bending workability of the copper alloy is lowered. Therefore, the Cr content is 0.15 to 0.6 mass%.
  • the lower limit of Cr is preferably 0.2% by mass, and more preferably 0.25% by mass.
  • the upper limit of Cr is preferably 0.5%, more preferably 0.45% by mass.
  • the Cr content is preferably 0.25% by mass or higher.
  • Si and Ti precipitate as a Cr—Si compound or a Cr—Ti—Si compound in the copper alloy matrix, and improve the strength and conductivity of the copper alloy.
  • the heat resistance of the copper alloy can be improved, and coarsening of crystal grains during high-temperature heating (vapor chamber joining step) can be prevented.
  • the Si content is less than 0.005% by mass
  • the Ti content is less than 0.005% by mass, or the total content of Si and Ti is less than 0.01% by mass
  • the above effects are small.
  • the content of Si or Ti exceeds 0.15% by mass or the total content of Si and Ti exceeds 0.3% by mass, a coarse Cr—Si compound or Cr— Ti-Si compound increases and bending workability decreases.
  • the Si content is in the range of 0.005 to 0.15 mass%
  • the Ti content is in the range of 0.005 to 0.15 mass%
  • the total content of Si and Ti is in the range of 0.01 to 0.3 mass%.
  • the lower limit of Si content and Ti content is preferably 0.01%, and the upper limit is preferably 0.1% by mass.
  • the copper alloy contains one or more of Zn, Mg, Mn, Al, Ag, Ni, Fe, Co, and P in a range of 0.01 to 0.3% by mass as necessary. These elements improve the strength of the copper alloy, but if the total content is less than 0.01% by mass, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.3% by mass, the conductivity decreases. Therefore, the total content of one or more of these elements is 0.01 to 0.3% by mass.
  • the copper alloy (strip) having the above composition is manufactured by homogenizing and hot rolling an ingot, followed by cold rolling and further aging treatment.
  • the copper alloy produced under the following conditions has a 0.2% proof stress of 300 MPa or more, an elongation of 5% or more, and excellent bending workability.
  • high temperature heating 850 ° C. ⁇ 30 minutes
  • it has a 0.2% proof stress of 40 MPa or more
  • then after aging treatment has a 0.2% proof stress of 60 MPa or more and a conductivity of 45% IACS or more. become.
  • coarsening of crystal grains due to high temperature heating (850 ° C. ⁇ 30 minutes) is suppressed, and the average crystal grain size after high temperature heating is suppressed to 50 ⁇ m or less.
  • the homogenization treatment is performed under the condition that the temperature is maintained at 800 to 1000 ° C. for 1 to 10 hours.
  • hot rolling is started at a temperature of 800 ° C. or higher, the processing rate is set to about 50 to 90%, and rapid cooling is performed from 700 ° C. or higher by water cooling or the like.
  • Cold rolling after hot rolling is performed at a processing rate of 50 to 99%.
  • the aging treatment is performed under the condition that the temperature is maintained at 350 to 550 ° C. for 30 minutes to 10 hours. After the aging treatment, cold rolling at a processing rate of 5 to 30% and subsequent strain relief annealing may be performed as necessary.
  • a solution treatment and cold rolling can be pinched
  • cold rolling after hot rolling is performed at a processing rate of 50 to 95%
  • solution treatment is performed at a temperature of 700 to 900 ° C. for 5 seconds to 3 minutes
  • subsequent cold rolling is performed at a processing rate. It is preferable to carry out at 50 to 95%.
  • Cu-Cr-Zr system As an example of the Cu—Cr—Zr-based copper alloy, a copper alloy containing Cr: 0.15 to 0.6 mass% and Zr: 0.005 to 0.15 mass% can be given.
  • the basic composition of this copper alloy is composed of Cu and unavoidable impurities other than Cr and Zr, and contains alloy elements described later as required. Similar to the Cu—Cr-based copper alloys mentioned above, this copper alloy recovers strength and conductivity when subjected to aging treatment without plastic working after high-temperature heating (vapor chamber joining step). However, the recovery amount is smaller than that of the other precipitation hardening copper alloys.
  • the reason for adding Cr is the same as that of the Cu—Cr-based copper alloy mentioned above.
  • Zr precipitates as a Zr—Cu compound in the copper alloy matrix and improves the strength and electrical conductivity of the copper alloy.
  • the amount of Zr dissolved in Cu is very small, it is possible to prevent the crystal grains from becoming coarse during high-temperature heating (vapor chamber joining step).
  • the Zr content is less than 0.005% by mass, the effect is small.
  • the content of Zr exceeds 0.15% by mass, a coarse Zr compound is generated, and bending workability is lowered. Therefore, the Zr content is set to 0.005 to 0.15 mass%.
  • the lower limit of Zr is preferably 0.01% by mass, more preferably 0.015% by mass.
  • the upper limit of Zr is preferably 0.1% by mass, more preferably 0.08% by mass.
  • the Zr content is preferably 0.015% by mass or higher.
  • the said copper alloy is the range which does not impair the electrical conductivity after high temperature heating and an aging treatment of the 1 type (s) or 2 types or more of the alloy elements (or alloy element group) shown to the following (a) and (b) as needed. Included within. (A) Si: 0.005 to 0.15 mass% and Ti: 0.005 to 0.15 mass%, or a total of 0.01 to 0.3 mass%, (b) Zn, Totally 0.01 to 0.3% by mass of one or more elements selected from Mg, Mn, Al, Ag, Ni, Fe, Co, Si, and P.
  • the copper alloy (strip) having the above composition can be manufactured in the same process and conditions as the Cu—Cr-based copper alloy mentioned above, 0.2% proof stress is 300 MPa or more, elongation is 5% or more, And excellent bending workability. Moreover, after high temperature heating (850 ° C. ⁇ 30 minutes), it has a 0.2% proof stress of 40 MPa or more, and then after aging treatment, has a 0.2% proof stress of 60 MPa or more and a conductivity of 45% IACS or more. become. Furthermore, coarsening of crystal grains due to high temperature heating (850 ° C. ⁇ 30 minutes) is suppressed, and the average crystal grain size after high temperature heating is suppressed to 50 ⁇ m or less.
  • Copper alloys shown in Table 1 were cast, and copper alloy strips having a thickness of 0.40 mm were manufactured by the manufacturing methods described above.
  • no. 1 and 2 are Cu—Fe—P
  • 3 to 5 are Cu— (Ni, Co) —Si
  • No. 6 is a Cu— (Ni, Co) —P system
  • No. 7 is a Cu—Cr type
  • No. 7 No. 8 is a Cu—Cr—Zr system
  • Reference numeral 9 denotes a conventional OFC (Oxygen-Free Copper). Using each manufactured copper alloy strip as a test material, 0.2% proof stress, elongation and electrical conductivity were measured in the following manner.
  • the plate taken from each manufactured copper alloy strip was water-cooled after heating at 850 ° C. ⁇ 30 minutes corresponding to heating in the vapor chamber joining step.
  • 0.2% proof stress and conductivity were measured in the same manner.
  • the plate collected from each copper alloy strip manufactured is heated at 850 ° C. for 30 minutes, which corresponds to the heating in the vapor chamber joining step, and then water-cooled, followed by aging treatment (precipitation hardening treatment) at 500 ° C. for 2 hours. ).
  • aging treatment precipitation hardening treatment
  • the average crystal grain size is measured using a cutting method, with the direction of the line segment being parallel to the rolling direction, and four line segments each having a length of 250 ⁇ m are drawn on the structure photograph.
  • the average of the obtained crystal grain sizes was defined as the average crystal grain size.
  • Tables 1 and 2 show that the conventional OFC No. In No. 9, the 0.2% proof stress after heating at 850 ° C. for 30 minutes corresponding to the vapor chamber joining step is 38 MPa, and the softening is severe.
  • the 0.2% yield strength after heating at 500 ° C. for 2 hours corresponding to the aging treatment is also 38 MPa, and the 0.2% yield strength has not recovered.
  • the crystal grains are coarsened, and it can be estimated that there is a grain boundary penetrating the plate thickness.
  • no. 1 to 8 are precipitation hardening type copper alloys, which were softened by heating at 850 ° C. for 30 minutes, but the 0.2% proof stress is still over 50 MPa.
  • test piece 5 tensile test piece was cut out from the test material so that the longitudinal direction was parallel to the rolling direction, held at each temperature shown in Table 3 for 30 minutes, and then subjected to a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z2241 at the same temperature. .2% yield strength was measured.
  • the test atmosphere was in an Ar stream to prevent the test piece from being oxidized.
  • the conventional example No. The 0.2% proof stress of 9A is very low above 700 ° C. In contrast, No. of precipitation hardening type copper alloy.
  • the 0.2% proof stress of 1A, 3A, and 6A is No. at 700 ° C. No. 9 at 800 ° C., 5 times or more than 9. No. 9 even at 900 ° C. more than 2 times 9. It can be seen that the strength is higher than 9 and the strength is relatively high at a high temperature, and is not easily deformed by heating in the vapor chamber joining step.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Sustainable Development (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Cooling Or The Like Of Semiconductors Or Solid State Devices (AREA)

Abstract

複数の部品によりベーパチャンバーを組み立てた後、６５０℃以上に加熱するプロセスを経て前記部品同士を接合し、ベーパチャンバーを製造する方法において、前記のうちベーパチャンバーの筐体を構成する部品２，３が析出硬化型銅合金からなり、接合後のベーパチャンバーの筐体に塑性加工を加えることなく、前記析出硬化型銅合金を時効処理して析出硬化させる。

Description

ベーパチャンバーの製造方法
　本開示は、複数の部品を接合してベーパチャンバー（平板状ヒートパイプ）を製造する方法に関する。
　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および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、溝加工または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、蒸発および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。この形式のベーパチャンバーは、内部部材を外部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。
　ベーパチャンパーの製造方法について、矩形の上板部材と下板部材の片面に複数の溝、凹凸等のパターンを形成し、前記パターン形成面を内側にして上板部材と下板部材を接合し、ベーパチャンバーを製造する場合を例に、図１を参照して具体的に説明する。前記上板部材と下板部材はベーパチャンバーの筐体を構成する部品であり、このベーパチャンバーには内部部材が含まれない。
（１）ベーパチャンバーの筐体の素材として、一般に、無酸素銅、りん脱酸銅などの純銅系の条材が用いられている。純銅系条材より切出した矩形の板材（上板部材と下板部材）の片面に複数の溝、凹凸等のパターンを形成する。図１Ａに、パターン１（斜線部分）が形成された上板部材２（又は下板部材３）を示す。
（２）パターン１を形成する手段として、エッチング加工又は金型を用いたプレス加工が利用される。エッチング加工の場合、上板部材２又は／及び下板部材３の片面のエッチング予定部分のみ露出させ、塩化第２鉄溶液を含むエッチング液で前記エッチング予定部分の銅を溶解させ、所定のパターンを形成する。プレス加工の場合、上板部材２又は／及び下板部材３の片面に金型の表面性状を転写し、所定形状のパターンを形成する。
（３）上板部材２又は／及び下板部材３のパターン形成面を内側にして、上板部材２と下板部材３を重ね合わせ（図１Ｂ）、その状態で接合する。この接合は、拡散接合又はろう付けで行われる。なお、上板部材２と下板部材３の間にノズル（細径管）４が嵌め込まれ、このノズル４も接合される。
（４）拡散接合の場合、図１Ｃに示すように、上板部材２と下板部材３の間に数Ｎの荷重を掛けて加圧し（白抜き矢印参照）、真空又は不活性雰囲気下で通常８００℃以上の温度に加熱し、その温度に３０分以上保持する。このため、材料の軟化、結晶粒の粗大化、加圧によるクリープ変形等による寸法変化が発生する。この材料の強度低下及び寸法変化を見越して、拡散接合前の板厚（パターン１が形成された部分及びその他の部分の両方で）を設定しておく必要がある。拡散接合では、各部材間でＣｕ原子が相互に固相拡散して、各部材（上板部材２、下板部材３及びノズル４）が一体化する。
（５）ろう付けによる接合の場合、還元性雰囲気又は非酸化性雰囲気下で加熱し、銀ろう（ＢＡｇ）、りん銅ろう（ＢＣｕＰ）などを用いてろう付けする。通常、ろう付け箇所は、銀ろうを用いる場合は６５０℃以上、りん銅ろうを用いる場合は７５０℃以上に加熱される。ろう付け方法として、差しろう付け（手ろう付けの一種）又は置きろう付け（炉中ろう付けの一種）が適用されているが、いずれのろう付け方法においても、ベーパチャンバーの内部が酸化しないよう、ろう付け雰囲気を制御する必要がある。なお、手ろう付けの場合、高温に加熱される時間は短いが、ベーパチャンバーは質量が小さく熱伝導性がよいため、全体がろう付け温度まで温度上昇し、軟化してしまう。炉中ろう付けの場合、雰囲気の制御には有利であるが、ベーパチャンバーが高温に保持される時間が長くなり、材料全体の軟化の程度は手ろう付けより大きくなる。
（６）ベーパチャンバー製造後（接合後）、真空又は減圧雰囲気において、ノズル４を通してベーパチャンバーの内部に作動流体(水等)を入れ、ノズル４を封止する。
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
　ベーパチャンバーの製造（接合）において、ベーパチャンバーを構成する部品は最低でも６５０℃以上の温度に加熱されるため、耐熱性の低い純銅系の材料からなる場合、容易に軟化する。ベーパチャンバーの筐体を構成する部品（先の例では上板部材２と下板部材３）が軟化すると、ベーパチャンバーを輸送し、ハンドリングし、又は半導体装置へ取り付けるときなどに変形しやすい。その場合、ベーパチャンバーの内部に形成したパターンの形状および寸法が変化し、あるいはベーパチャンバーの筐体にできたくぼみ等により半導体装置との間に隙間が発生し、所期の伝熱性能を発揮できなくなる。
また、拡散接合工程において、ベーパチャンバーの筐体が接合部に掛かる加圧力により変形する。具体的には、図２Ａ，２Ｂに示すように、上板部材２と下板部材３の接合部が加圧力（白抜き矢印参照）によりクリープ変形し、肉厚が減少（ｔｓ→ｔｆ）する。また、上板部材２と下板部材３は加熱により膨張して左右方向に伸びようとし、一方、接合部は加圧力により左右方向の動きが拘束されているから、上板部材２と下板部材３の肉厚の薄い部分が内向きにたわんでしまう。その結果、ベーパチャンバーの寸法精度も低下して、軟化による上記問題がより深刻になる。
　さらに、純銅系の材料は６５０℃以上の温度に加熱されたとき結晶粒が粗大化しやすく、板厚を貫通する（板厚より結晶粒径が大きい）ほど結晶粒の粗大化が進むこともある。その場合、はんだ濡れ広がりが阻害されたり、ベーパチャンバーの使用時に、蒸発、凝縮により繰返される内圧変動（筐体に応力が付加される）に伴う疲労現象により粒界割れが生じ、その結果、リークが発生したり、粒界において耐食性が低下することが指摘されている。
　本開示は、ベーパチャンバーを製造する際の上記問題を解決し、接合工程を経ても筐体の軟化やクリープ変形等による寸法変化が発生しにくく、十分な強度と伝熱性能を持たせることができるベーパチャンバーの製造方法を提供することを主たる目的とする。また、接合工程を経ても筐体において結晶粒の過度の粗大化が生じないようにすることを他の目的とする。
　本発明の実施形態に係るベーパチャンバーの製造方法は、複数の部品によりベーパチャンバーを組み立てた後、６５０℃以上に加熱するプロセスを経て前記部品同士を接合し、ベーパチャンバーを製造する方法において、前記部品のうちベーパチャンバーの筐体を構成する部品が析出硬化型銅合金からなり、接合後のベーパチャンバーの筐体に塑性加工を加えることなく、前記析出硬化型銅合金を時効処理して析出硬化させることを特徴とする。なお、本発明の実施形態には、前記部品がベーパチャンバーの筐体を構成する部品のみからなる場合と、さらに他の部品（前記内部部材）が含まれる場合がある。
　析出硬化型銅合金としては、それ自体公知のＣｕ－Ｎｉ－Ｓｉ系、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ系、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｎｉ－Ｐ系、Ｃｕ－Ｃｒ系及びＣｕ－Ｃｒ－Ｚｒ系等の各銅合金が挙げられる。
　本発明の実施形態によれば、筐体の素材として析出硬化型銅合金を用いることにより、純銅系材料を用いた従来のベーパチャンバーに比べ、接合工程を経ても筐体の軟化やクリープ変形等による寸法変化が発生しにくい。また、接合工程直後は筐体の強度及び導電率が低下しているが、続いて時効処理（析出硬化処理）を行うことで、筐体の強度及び導電率（熱伝導率）が回復（向上）する。このため、伝熱性能の低下を抑え、より高い強度を持つベーパチャンバーを製造することができ、素材のさらなる薄肉化も可能である。
　また、本発明の実施形態によれば、筐体の素材として析出硬化型銅合金を用いることにより、純銅系材料を用いた従来のベーパチャンバーに比べ、筐体の結晶粒の粗大化が抑制される。このため、ベーパチャンバーの使用時の耐リーク性や耐食性が改善され、はんだ濡れ広がり性も改善される。
ベーパチャンバーの製造方法（接合方法）を説明するもので、パターン形成した筐体部品（上板部材又は下板部材）の斜視図（１Ａ）、接合のため重ね合わせた上板部材と下板部材の断面図（１Ｂ）、及びベーパチャンバーの拡散接合時の断面図（１Ｃ）である。 ベーパチャンバーの拡散接合時の上板部材と下板部材の変形の様子を説明するもので、拡散接合の開始時の断面図（２Ａ）、及び終了時の断面図（２Ｂ）である。 代表的な析出硬化型銅合金のＦｅ、Ｓｎ含有量の範囲を示す図である。
　以下、本発明の実施形態に係るべーパチャンバーの製造方法について、より詳細に説明する。
　ベーパチャンバーの筐体に適用される好ましい析出硬化型銅合金として、それ自体公知のＣｕ－Ｆｅ－Ｐ系、Ｃｕ－（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｓｉ系、Ｃｕ－（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｐ系、Ｃｕ－Ｃｒ系及びＣｕ－Ｃｒ－Ｚｒ系の各銅合金が挙げられる。これらの析出硬化型銅合金は、高温加熱下（ベーパチャンバーの接合工程）において軟化の程度が従来材である純銅に比べて小さく、高温加熱後の結晶粒の粗大化も従来材である純銅に比べて抑制される。また、これらの析出硬化型銅合金は、高温加熱後に塑性加工を加えることなく（析出サイトとなる塑性歪みを材料中に導入することなく）時効処理した場合でも、強度及び導電率が回復（向上）する。ベーパチャンバーの筐体は接合工程後に塑性加工が加えられることがないが、これらの析出硬化型銅合金を用いることにより、接合工程後に塑性加工を加えなくても、時効処理後に高い強度（５０ＭＰａ以上）及び導電率（２５％ＩＡＣＳ以上）を有するようになる。
　接合工程後（高温加熱後）の時効処理（析出硬化処理）は、例えば以下の方法で実施できる。時効処理の条件（析出温度範囲、保持時間）については、各合金系ごとに後述する。
（１）接合後のベーパチャンバーを冷却した後、ベーパチャンバー全体を析出硬化型銅合金の析出温度範囲に再加熱し、同温度範囲内に一定時間保持して析出硬化させる。この場合、接合後のベーパチャンバーがまだ高温である間に水冷等で急冷し、あるいは接合後のベーパチャンバーを溶体化温度に再加熱後急冷して、析出硬化型銅合金を予め溶体化しておくことが好ましい。
（２）接合後のベーパチャンバーを、高温からの冷却途中で析出温度範囲に一定時間保持し、析出硬化型銅合金を析出硬化させる。ベーパチャンバーは、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。
　次に、各合金系について説明する。
（Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ系）
（１）Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ系の銅合金の例として、Ｆｅ：０．０７～０．７質量％、Ｐ：０．２質量％以下を含有する銅合金を挙げることができる。この銅合金の基本組成はＦｅ及びＰ以外はＣｕ及び不可避不純物からなり、必要に応じて後述する合金元素を含む。
　この銅合金の場合、高温加熱（ベーパーチャンバーの接合工程）後に時効処理を行うことで、０．２％耐力値が１００ＭＰａ以上、及び導電率が５０％ＩＡＣＳ以上（合金元素としてＳｎを含む場合、４５％ＩＡＣＳ以上）を達成できる。また、Ｆｅ含有量を０．２５質量％以上とすることにより、高温加熱（ベーパーチャンバーの接合工程）後の平均結晶粒径を５０μｍ以下に抑えることができる。時効処理は、３５０～６００℃の温度範囲で５分～１０時間保持する条件が挙げられる。
　この銅合金において、ＦｅはＦｅ単体として又はＦｅ－Ｐ化合物として析出し、時効処理後の銅合金板の強度及び導電率を向上させる作用を有する。Ｆｅ－Ｐ化合物として析出しないＦｅがＦｅ単体として析出し、特にＦｅ含有量が０．４質量％以上のとき、Ｆｅ単体として析出するＦｅの量が増加する。Ｆｅ含有量が０．０７質量％未満では、高温加熱及び時効処理後の０．２％耐力が不足し、Ｆｅ含有量が０．７質量％を超えると、高温加熱及び時効処理後の導電率が向上しない。従って、Ｆｅ含有量は０．０７～０．７質量％とする。Ｆｅ含有量の下限は好ましくは０．１５質量％であり、上限は好ましくは０．６５質量％である。
　Ｐは、脱酸作用により銅合金に含まれる酸素量を低減し、ベーパチャンバー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。また、固溶したＰは析出温度に加熱することにより、Ｆｅ－Ｐ化合物を形成して銅合金の強度、耐熱性、及び導電率を向上させる。Ｆｅ－Ｐ化合物を析出させるには、Ｐ含有量は０．００５質量％以上必要である。しかし、Ｐの含有量が０．２質量％を超えると、鋳塊を熱間圧延するときに割れが発生し、その後の加工ができなくなることから、Ｐ含有量の上限値は０．２質量％とする。
　上記作用のため、Ｐの含有量はある程度必要とされるが、その一方で、Ｆｅ－Ｐ化合物の析出に寄与しないＰの含有量は、水素脆性を防止できる範囲でなるべく少ないことが好ましい。この点から、Ｆｅの含有量（質量％）とＰの含有量（質量％）の比［Ｆｅ］／［Ｐ］が、２～５の範囲内であることが好ましい。［Ｆｅ］／［Ｐ］の下限値は、より好ましくは２．５、さらに好ましくは３．０、［Ｆｅ］／［Ｐ］の上限値は、より好ましくは４．５、さらに好ましくは４．０である。
　上記銅合金は、必要に応じて、下記（ａ）～（ｃ）に示す合金元素（又は合金元素群）の１種又は２種以上を、高温加熱及び時効処理後の導電率を損なわない範囲内において含む。（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％以下のうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下。
　Ｓｎは、銅合金の強度を向上させる作用を有する。上記銅合金がＳｎを含む場合、Ｆｅ、Ｓｎ含有量は、図３に示す点Ａ（０．１，０．００６）、点Ｂ（０．５，０．００６）、点Ｃ（０．０５，１．１）、点Ｄ（０．０５，０．０５）で囲まれる範囲内（境界線上を含む）とする。この場合のＦｅ含有量の下限値は、好ましくは０．０７質量％、より好ましくは０．１５質量％である。また、Ｓｎ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質量％、上限値は、好ましくは０．５質量％、より好ましくは０．４質量％である。
　Ｚｎは、銅合金のはんだ耐熱剥離性及びＳｎめっき耐熱剥離性を改善する作用を有する。しかし、Ｚｎの含有量が１．５質量％を超えると、はんだ濡れ性が低下し、導電率も低下するため、Ｚｎの含有量は１．５質量％以下とする。Ｚｎの含有量の上限値は０．７質量％が好ましく、０．５質量％がより好ましい。一方、耐熱剥離性の改善のためには、Ｚｎの含有量の下限値は０．０１質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましく、０．１質量％がさらに好ましい。
　Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒは、銅合金の強度及び耐熱性を向上させる作用を有する。Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ａｌ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、Ｍｎ：０．１質量％、Ｍｇ：０．２質量％、Ｓｉ：０．２質量％、Ａｌ：０．２質量％とする。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。また、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒのうち複数種類の元素が銅合金に含まれ、その合計含有量が０．５質量％を超えると、銅合金の導電率が低下する。従って、これらの元素の合計含有量は０．５質量％以下とする。一方、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質量％、さらに好ましくは０．０３質量％である。
　上記組成の銅合金（条）は、例えば、鋳塊を熱間圧延した後、冷間圧延と熱処理（時効処理）を１回又は２回以上繰り返すことで製造される。以下の条件で製造した銅合金は、０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上、伸びが５％以上、及び優れた曲げ加工性を有する。また、高温加熱（８５０℃×３０分）後に、４０ＭＰａ以上の０．２％耐力を有し、次いで時効処理した後、１００ＭＰａ以上の０．２％耐力、５０％ＩＡＣＳ以上（Ｓｎを含む場合は４５％ＩＡＣＳ以上）の導電率を有するようになる。さらに、高温加熱（８５０℃×３０分）による結晶粒の粗大化が抑制され、高温加熱後の平均結晶粒径が５０μｍ以下に抑えられる。
　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の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。鋳塊に対し均質化処理を行うことが好ましく、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Ｆｅ、又は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。
　熱間圧延後は、（ａ）熱間圧延材を製品厚さまで冷間圧延し、時効処理する、（ｂ）熱間圧延材を冷間圧延及び時効処理し、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（析出処理）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℃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。
（２）Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ系の別の例として、Ｆｅ：１．０～２．４質量％、Ｐ：０．００５～０．１質量％以下を含有する銅合金を挙げることができる。この銅合金の基本組成はＦｅ及びＰ以外はＣｕ及び不可避不純物からなり、必要に応じて後述する合金元素を含む。
　この銅合金の場合、高温加熱（ベーパーチャンバーの接合工程）後に時効処理を行うことで、０．２％耐力値が１１０ＭＰａ以上、及び導電率が５０％ＩＡＣＳ以上を達成できる。また、高温加熱（ベーパーチャンバーの接合工程）後の平均結晶粒径を５０μｍ以下に抑えることができる。時効処理は、３５０～６００℃の温度範囲で５分～１０時間保持する条件が挙げられる。
　この銅合金において、Ｆｅは、Ｆｅ単体又はＰと化合物を形成して析出し、時効処理後の銅合金板の強度及び導電率を向上させる作用を有する。しかし、Ｆｅ含有量が１．０質量％未満では、高温加熱及び時効処理後の０．２％耐力が不足する。一方、Ｆｅ含有量が２．４質量％を超えると、高温加熱及び時効処理後の強度の向上割合が飽和し、また、溶解鋳造工程で粗大なＦｅ晶出物が形成され、その後の加工工程で消滅させることが難しい。粗大なＦｅ晶出物は耐食性、曲げ加工性、めっき性等を低下させる。従って、Ｆｅ含有量は１．０～２．４質量％とする。Ｆｅ含有量の下限は好ましくは１．２質量％であり、上限は好ましくは２．２質量％である。
　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０．００５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－Ｐ化合物を形成し、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０．１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０．００５～０．１質量％とする。
　上記銅合金は、必要に応じて、下記（ａ）～（ｃ）に示す合金元素（又は合金元素群）の１種又は２種以上を、高温加熱及び時効処理後の導電率を損なわない範囲内において含む。（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のうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下。
　Ｚｎは、前記（１）に記載した銅合金におけるＺｎと同じ理由で、必要に応じて添加される。Ｚｎの含有量の上限値は０．７質量％が好ましく、０．５質量％がより好ましい。また、一方、Ｚｎ含有量の下限値は０．０１質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましく、０．１質量％がさらに好ましい。
　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。また、Ｓｎの添加は耐応力緩和特性の向上にも有効である。ベーパチャンバーの使用環境が８０℃又はそれ以上となると、筐体にクリ－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、さらに好ましくは０．０５質量％以上とする。一方、Ｓｎの含有量が０．５質量％を超えると、高温加熱及び時効処理後の銅合金板の導電率が低下する。従って、Ｓｎの含有量は０．５質量％以下とする。
　Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｃｏ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。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質量％、さらに好ましくは０．０３質量％である。
　上記組成の銅合金（条）は、例えば、前記（１）の銅合金と同じ製造方法で製造することができる。この製造方法で製造した銅合金は、０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上、伸びが５％以上、及び優れた曲げ加工性を有する。また、高温加熱（８５０℃×３０分）後に、４０ＭＰａ以上の０．２％耐力を有し、次いで時効処理した後、１１０ＭＰａ以上の０．２％耐力、５０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有するようになる。また、高温加熱（８５０℃×３０分）による結晶粒の粗大化が抑制され、高温加熱後の平均結晶粒径が５０μｍ以下に抑えられる。
（Ｃｕ－（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｓｉ系）
　Ｃｕ－（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｓｉ系の銅合金の例として、ＮｉとＣｏの１種又は２種を１．０～４．０質量％、及びＳｉを０．２～１．２質量％含有し、ＮｉとＣｏの合計含有量とＳｉの含有量の比［Ｎｉ＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］が３．５～５の範囲の銅合金を挙げることができる。この銅合金の基本組成はＮｉ又は／及びＣｏとＳｉ以外はＣｕ及び不可避不純物からなり、必要に応じて後述する合金元素を含む。
　この銅合金の場合、高温加熱（ベーパチャンバーの接合工程）後に時効処理を行うことで、０．２％耐力値が３００ＭＰａ以上、及び導電率が２５％ＩＡＣＳ以上を達成できる。時効処理は、３５０～６００℃の温度範囲で５分～１０時間保持する条件が挙げられる。
　この銅合金において、Ｎｉ及びＳｉは、Ｎｉ２Ｓｉ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。
　この銅合金において、Ｎｉの一部又は全部をＣｏに代えることができる。
　いずれにしても、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未満又は５を超える場合、過剰となったＮｉ（及び／又はＣｏ）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＋Ｃｏ］／［Ｓｉ］は３．５～５とする。
　上記銅合金は、必要に応じて、下記（ａ）～（ｃ）に示す合金元素（又は合金元素群）の１種又は２種以上を、高温加熱及び時効処理後の導電率を損なわない範囲内において含む。（ａ）Ｓｎ：０．００５～１．０質量％又は／及びＭｇ：０．００５～０．２質量％、（ｂ）Ｚｎ：２．０質量％、（ｃ）Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｐ、Ａｇのうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下。
　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。また、Ｓｎの添加は耐応力緩和特性の向上にも有効である。ベーパチャンバーの使用環境が８０℃又はそれ以上となると、筐体にクリ－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。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、銅合金のはんだ耐熱剥離性及びＳｎめっき耐熱剥離性を改善する作用を有する。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。
　Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｐ、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。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。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質量％、さらに好ましくは０．０３質量％である。
　上記組成の銅合金（条）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、析出処理の工程で製造される。以下の条件で製造した銅合金は、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上で、優れた曲げ加工性を有する。また、高温加熱（８５０℃×３０分）後に時効処理を行うことで、３００ＭＰａ以上の０．２％耐力、２５％ＩＡＣＳ以上の導電率を有するようになる。
　溶解、鋳造及び均質化処理は、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ系の銅合金と同様に行われる。
　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（製品条）の強度が低下する。
　熱間圧延後の冷間圧延により、銅合金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、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、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、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（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、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（析出処理）は、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ系の銅合金と同様の条件で行えばよい。
（Ｃｕ－（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｐ系）
　Ｃｕ－（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｐ系の銅合金の例として、Ｎｉ：０．２～１．０質量％又は／及びＣｏ：０．０５～１．０質量％と、Ｐ：０．０３～０．２質量％を含有する銅合金を挙げることができる。この銅合金の基本組成はＮｉ又は／及びＣｏとＰ以外はＣｕ及び不可避不純物からなり、必要に応じてＦｅ及び後述するその他の合金元素を含む。この銅合金において、Ｎｉ、Ｃｏ及びＦｅの合計含有量［Ｎｉ+Ｃｏ＋Ｆｅ］は０．３～１．０質量％の範囲であり、Ｎｉ、Ｃｏ及びＦｅの合計含有量とＰの含有量との比［Ｎｉ+Ｃｏ＋Ｆｅ］／［Ｐ］が２～１０の範囲である。
　この銅合金の場合、高温加熱（ベーパチャンバーの接合工程）後に時効処理を行うことで、０．２％耐力値が１２０ＭＰａ以上、導電率が４０％ＩＡＣＳ以上を達成できる。時効処理は、３５０～６００℃の温度範囲で５分～１０時間保持する条件が挙げられる。
　Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅは、Ｐとの間にＰ化合物（（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ）－Ｐ化合物）を生成し、銅合金の強度および耐応力緩和特性を向上させる。なお、上記（Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ）－Ｐ化合物には、Ｎｉ－Ｐ、Ｃｏ－Ｐ、Ｆｅ－Ｐ、及びＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏのうち２種以上を含むＭ－Ｐ化合物が含まれる。
　Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅの合計含有量［Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｆｅ］が０．３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、銅合金の強度および耐応力緩和特性を向上させる効果が少ない。一方、［Ｎｉ＋Ｃｏ＋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、かつ銅合金の強度、耐応力緩和特性、曲げ加工性が低下する。また、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｐの固溶量が増え、銅合金の導電率が低下する。従って、［Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｆｅ］は０．３～１．０質量％、Ｐ含有量は０．０３～０．２質量％とする
　また、Ｎｉ、Ｃｏ、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、０．０５質量％未満の場合、銅合金板の強度および耐応力緩和特性を向上させる効果が少ない。従って、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅの含有量の下限値は、それぞれ０．２質量％、０．０５質量％、０．０５質量％とする。
　Ｎｉ、Ｃｏ及びＦｅの合計含有量とＰ含有量の比［Ｎｉ+Ｃｏ＋Ｆｅ］／［Ｐ］が、２未満又は１０を超える場合、過剰となったＮｉ、Ｃｏ、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+Ｃｏ＋Ｆｅ］／［Ｐ］は２～１０とする。［Ｎｉ+Ｃｏ＋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。
　上記銅合金は、必要に応じて、下記（ａ）～（ｃ）に示す合金元素（又は合金元素群）の１種又は２種以上を、高温加熱及び時効処理後の導電率を損なわない範囲内において含む。（ａ）Ｓｎ：０．００５～１．０質量％又は／及びＭｇ：０．００５～０．２質量％、（ｂ）Ｚｎ：１．０質量％以下、（ｃ）Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｇのうち１種又は２種以上を合計で０．５質量％以下。
　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。また、Ｓｎの添加は耐応力緩和特性の向上にも有効である。ベーパーチャンバーの使用環境が８０℃又はそれ以上となると、筐体にクリ－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。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、銅合金のはんだ耐熱剥離性及びＳｎめっき耐熱剥離性を改善する作用を有する。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。
　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。しかし、これらの元素の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。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質量％、さらに好ましくは０．０３質量％である。
　上記組成の銅合金（条）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、析出処理の工程で製造される。各工程の条件は、Ｃｕ－（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｓｉ系の銅合金と同様の条件で行えばよい。この条件で製造した銅合金は、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上で、優れた曲げ加工性を有する。また、高温加熱（８５０℃×３０分）後に時効処理を行うことで、１２０ＭＰａ以上の０．２％耐力、４０％ＩＡＣＳ以上の導電率を有するようになる。
（Ｃｕ－Ｃｒ系）
　Ｃｕ－Ｃｒ系の銅合金の例として、Ｃｒ：０．１５～０．６質量％を含み、Ｓｉ：０．００５～０．１５質量％とＴｉ：０．００５～０．１５質量％の１種又は２種を合計で０．０１～０．３質量％含む銅合金を挙げることができる。この銅合金の基本組成はＣｒと、Ｓｉ又は／及びＴｉ以外はＣｕ及び不可避不純物からなり、必要に応じて後述する合金元素を含む。
　この銅合金は、高温加熱（ベーパーチャンバーの接合工程）後に塑性加工を行うことなく時効処理を行った場合、強度と導電率を回復させることができるが、その回復量は前述の析出硬化型銅合金より小さい。それでも、０．２％耐力値が６０ＭＰａ以上、及び導電率が４５％ＩＡＣＳ以上を達成できる。一方、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｔｉ等を含む析出粒子は高温加熱において残存するものがあり、これが２次再結晶による結晶粒の粗大化を抑制し、結晶粒の粗大化が抑えられる。このため、この銅合金は、高温加熱（ベーパーチャンバーの接合工程）後の平均結晶粒径を５０μｍ以下に抑えることができる。なお、高温加熱後は急冷（水冷等）することが好ましい。時効処理は、３５０～５５０℃の温度範囲で５分～１０時間保持する条件が挙げられる。
　この銅合金において、Ｃｒは銅合金母相中にＣｒ、Ｃｒ－Ｓｉ化合物又はＣｒ－Ｔｉ－Ｓｉ化合物として析出し、時効処理後の銅合金の強度と導電率を向上させる。また、Ｃｒは、７００℃以上の温度においてもＣｕ中への固溶量が小さく、高温加熱（ベーパチャンバの接合工程）において結晶粒の粗大化を防止することができる。しかし、Ｃｒ含有量が０．１５質量％未満では前記効果が不足する。一方、Ｃｒ含有量が０．６質量％を超えると、粗大なＣｒおよびＣｒ化合物が発生し、銅合金の曲げ加工性を低下させる。従って、Ｃｒ含有量は０．１５～０．６質量％とする。Ｃｒの下限値は好ましくは０．２質量％であり、より好ましくは０．２５質量％である。また、Ｃｒの上限値は好ましくは０．５％であり、より好ましくは０．４５質量％である。なお、８５０℃以上の高温で結晶粒の粗大化を有効に防止するには、Ｃｒの含有量は０．２５質量％以上であることが好ましい。
　ＳｉとＴｉは、銅合金母相中にＣｒ－Ｓｉ化合物又はＣｒ－Ｔｉ－Ｓｉ化合物として析出し、銅合金の強度と導電率を向上させる。また、銅合金の耐熱性を向上させ、高温加熱（ベーパチャンバの接合工程）時の結晶粒の粗大化を防止することができる。しかし、Ｓｉ含有量が０．００５質量％未満、Ｔｉ含有量が０．００５質量％未満、又はＳｉとＴｉの合計含有量が０．０１質量％未満では前記効果が少ない。一方、Ｓｉ又はＴｉの含有量が０．１５質量％を超え、又はＳｉとＴｉの合計含有量が０．３質量％を超えると、銅合金母材中に粗大なＣｒ－Ｓｉ化合物又はＣｒ－Ｔｉ－Ｓｉ化合物が増加し、曲げ加工性を低下させる。従って、Ｓｉ含有量は０．００５～０．１５質量％、Ｔｉ含有量は０．００５～０．１５質量％、ＳｉとＴｉの合計含有量は０．０１～０．３質量％の範囲とする。Ｓｉ含有量とＴｉ含有量の下限値はそれぞれ０．０１％が好ましく、上限値はそれぞれ０．１質量％が好ましい。
　上記銅合金は、必要に応じて、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ａｌ、Ａｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｐの１種又は２種以上を、０．０１～０．３質量％の範囲で含む。これらの元素は銅合金の強度を向上させるが、合計含有量が０．０１質量％未満ではその効果が十分でなく、また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％とする。
　上記組成の銅合金（条）は、鋳塊を均質化処理及び熱間圧延後、冷間圧延、さらに時効処理を行うことで製造される。以下の条件で製造した銅合金は、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上、伸びが５％以上、及び優れた曲げ加工性を有する。また、高温加熱（８５０℃×３０分）後に、４０ＭＰａ以上の０．２％耐力を有し、次いで時効処理した後、６０ＭＰａ以上の０．２％耐力、４５％ＩＡＣＳ以上の導電率を有するようになる。さらに、高温加熱（８５０℃×３０分）による結晶粒の粗大化が抑制され、高温加熱後の平均結晶粒径が５０μｍ以下に抑えられる。
　均質化処理は、８００～１０００℃の温度に１～１０時間保持する条件で行う。
　均質化処理後、熱間圧延を８００℃以上の温度で開始し、加工率は５０～９０％程度とし、７００℃以上から水冷等の方法により急冷する。
　熱間圧延後の冷間圧延は、加工率５０～９９％で行う。
　時効処理は３５０～５５０℃の温度に３０分～１０時間保持する条件で行う。
　時効処理後、必要に応じて、加工率５～３０％の冷間圧延、続いて歪み取り焼鈍を行ってもよい。
　また、上記工程の熱間圧延後の冷間圧延と時効処理の間に、必要に応じて、溶体化処理と冷間圧延を挟むことができる。この場合、熱間圧延後の冷間圧延は加工率５０～９５％で行い、溶体化処理は７００～９００℃の温度に５秒～３分保持する条件で行い、続く冷間圧延を加工率５０～９５％で行うことが好ましい。
（Ｃｕ－Ｃｒ－Ｚｒ系）
　Ｃｕ－Ｃｒ－Ｚｒ系の銅合金の例として、Ｃｒ：０．１５～０．６質量％及びＺｒ：０．００５～０．１５質量％を含む銅合金を挙げることができる。この銅合金の基本組成はＣｒとＺｒ以外はＣｕ及び不可避不純物からなり、必要に応じて後述する合金元素を含む。
　この銅合金は、先に挙げたＣｕ－Ｃｒ系の銅合金と同様に、高温加熱（ベーパーチャンバーの接合工程）後に塑性加工を行うことなく時効処理を行った場合、強度と導電率を回復させることができるが、その回復量は前述の他の析出硬化型銅合金より小さい。それでも、０．２％耐力値が６０ＭＰａ以上、及び導電率が４５％ＩＡＣＳ以上を達成できる。一方、Ｃｒ、Ｚｒ等を含む析出粒子は高温加熱において残存するものがあり、これが２次再結晶による結晶粒の粗大化を抑制し、結晶粒の粗大化が抑えられる。このため、この銅合金は、高温加熱（ベーパーチャンバーの接合工程）後の平均結晶粒径を５０μｍ以下に抑えることができる。なお、高温加熱後は急冷（水冷等）することが好ましい。時効処理は、３５０～５５０℃の温度範囲で５分～１０時間保持する条件が挙げられる。
　この銅合金において、Ｃｒの添加理由は、先に挙げたＣｕ－Ｃｒ系の銅合金と同様である。
　Ｚｒは、銅合金母相中にＺｒ－Ｃｕ化合物として析出し、銅合金の強度と導電率を向上させる。また、ＺｒのＣｕへの固溶量は非常に小さいことから、高温加熱（ベーパチャンバの接合工程）時の結晶粒の粗大化を防止することができる。しかし、Ｚｒ含有量が０．００５質量％未満では前記効果が少ない。一方、Ｚｒの含有量が０．１５質量％を超えると、粗大なＺｒ化合物が発生し、曲げ加工性を低下させる。従って、Ｚｒの含有量は０．００５～０．１５質量％とする。Ｚｒの下限値は好ましくは０．０１質量％、より好ましくは０．０１５質量％である。Ｚｒの上限値は好ましくは０．１質量％、より好ましくは０．０８質量％である。なお、８５０℃以上の温度で結晶粒の粗大化を有効に防止するには、Ｚｒの含有量を０．０１５質量％以上とすることが望ましい。
　上記銅合金は、必要に応じて、下記（ａ），（ｂ）に示す合金元素（又は合金元素群）の１種又は２種以上を、高温加熱及び時効処理後の導電率を損なわない範囲内において含む。（ａ）Ｓｉ：０．００５～０．１５質量％とＴｉ：０．００５～０．１５質量％の１種又は２種を合計で０．０１～０．３質量％、（ｂ）Ｚｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ａｌ、Ａｇ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｐより選択する１種又は２種以上の元素を合計０．０１～０．３質量％。
　上記組成の銅合金（条）は、先に挙げたＣｕ－Ｃｒ系の銅合金と同様の工程及び条件でで製造することができ、０．２％耐力が３００ＭＰａ以上、伸びが５％以上、及び優れた曲げ加工性を有する。また、高温加熱（８５０℃×３０分）後に、４０ＭＰａ以上の０．２％耐力を有し、次いで時効処理した後、６０ＭＰａ以上の０．２％耐力、４５％ＩＡＣＳ以上の導電率を有するようになる。さらに、高温加熱（８５０℃×３０分）による結晶粒の粗大化が抑制され、高温加熱後の平均結晶粒径が５０μｍ以下に抑えられる。
　表１に示す銅合金を鋳造し、それぞれ先に説明した製造方法で厚さ０．４０ｍｍの銅合金条を製造した。表1において、Ｎｏ．１，２はＣｕ－Ｆｅ－Ｐ系、Ｎｏ．３～５はＣｕ－（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｓｉ系、Ｎｏ．６はＣｕ－（Ｎｉ，Ｃｏ）－Ｐ系、Ｎｏ．７はＣｕ－Ｃｒ系、Ｎｏ．８はＣｕ－Ｃｒ－Ｚｒ系、Ｎｏ．９は従来例のＯＦＣ（Ｏｘｙｇｅｎ－Ｆｒｅｅ Ｃｏｐｐｅｒ）である。
　製造した各銅合金条を供試材として、下記要領で０．２％耐力、伸び及び導電率を測定した。
　製造した各銅合金条から採取した板に対し、ベーパチャンバーの接合工程における加熱に相当する８５０℃×３０分間の加熱後水冷した。水冷後の板を供試材として、同じ要領で０．２％耐力及び導電率を測定した。
　また、製造した各銅合金条から採取した板に対し、ベーパチャンバーの接合工程における加熱に相当する８５０℃×３０分間の加熱後水冷し、続いて５００℃×２時間の時効処理（析出硬化処理）を施した。時効処理後の板を供試材として、同じ要領で０．２％耐力及び導電率を測定し、また下記要領で平均結晶粒径を測定した。
　以上の結果を表２に示す。
（０．２％耐力、伸びの測定）
　各供試材から、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。
（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。
（平均結晶粒径の測定）
　供試材の板表面を観察し、光学顕微鏡で組織写真を取得した。平均結晶粒径の測定は切断法を用い、線分の方向を圧延方向に平行方向とし、１本あたりの長さ２５０μｍの線分を組織写真上に４本引き、それぞれの線分に対して求めた結晶粒度の加算平均を平均結晶粒径とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１，２をみると、従来例のＯＦＣであるＮｏ．９は、ベーパチャンバーの接合工程に相当する８５０℃×３０分の加熱後の０．２％耐力が３８ＭＰａとなり、軟化が激しい。また、時効処理に相当する５００℃×２時間の加熱後の０．２％耐力も３８ＭＰａであり、０．２％耐力が回復していない。さらに結晶粒が粗大化しており、板厚を貫通する粒界が存在する可能性が推測できる。
　これに対し、Ｎｏ．１～８は析出硬化型銅合金であり、８５０℃×３０分の加熱により軟化したが、それでも０．２％耐力はいずれも５０ＭＰａを超えている。また、５００℃×２時間の加熱により０．２％耐力及び導電率が回復し、特に０．２％耐力はＮｏ．９の２倍以上の値を示す。結晶粒の粗大化も抑制され、平均結晶粒径はいずれもＮｏ．９より小さく、特にＮｏ．１，２，７，８は、平均結晶粒径が顕著に小さい。
　表１のＮｏ．１，３，６，９に示す組成の銅合金を鋳造し、それぞれ先に説明した製造方法で厚さ１．０ｍｍの銅合金条を製造した。製造した銅合金条を供試材とし、下記要領で高温時の０．２％耐力を測定した。その結果を表３に示す。なお、表３のＮｏ．１Ａ，３Ａ，６Ａ，９Ａは、板厚１．０ｍｍで、合金組成がそれぞれ表１のＮｏ．１，３，６，９の組成と一致する銅合金条を意味する。
（高温時の０．２％耐力の測定）
　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、表３に示す各温度に３０分保持後、同温度においてＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を行い、０．２％耐力を測定した。試験雰囲気はＡｒ気流中とし、試験片の酸化を防止した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３をみると、従来例のＮｏ．９Ａの０．２％耐力は、７００℃以上で非常に低くなっている。これに対し、析出硬化型銅合金のＮｏ．１Ａ，３Ａ，６Ａの０．２％耐力は、７００℃でＮｏ．９の５倍以上、８００℃でＮｏ．９の２倍以上、９００℃でもＮｏ．９より大きく、高温において強度が比較的高く、ベーパチャンバーの接合工程における加熱で変形しにくいことが分かる。
　本出願は、出願日が２０１６年３月２３日である日本国特許出願、特願第２０１６－０５９２５３号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１６－０５９２５３号は参照することにより本明細書に取り込まれる。
　　２ 上板部材
　　３ 下板部材

Claims (1)

  1. 　複数の部品によりベーパチャンバーを組み立てた後、６５０℃以上に加熱するプロセスを経て前記部品同士を接合し、ベーパチャンバーを製造する方法において、前記部品のうちベーパチャンバーの筐体を構成する部品が析出硬化型銅合金からなり、接合後のベーパチャンバーの筐体に塑性加工を加えることなく、前記析出硬化型銅合金を時効処理して析出硬化させることを特徴とするベーパチャンバーの製造方法。
PCT/JP2017/010239 2016-03-23 2017-03-14 ベーパチャンバーの製造方法 WO2017164013A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020187029853A KR20180122001A (ko) 2016-03-23 2017-03-14 베이퍼 챔버의 제조 방법
CN201780018564.XA CN108885067B (zh) 2016-03-23 2017-03-14 蒸汽腔的制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016059253A JP6151813B1 (ja) 2016-03-23 2016-03-23 ベーパチャンバーの製造方法
JP2016-059253 2016-03-23

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017164013A1 true WO2017164013A1 (ja) 2017-09-28

Family

ID=59082035

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/010239 WO2017164013A1 (ja) 2016-03-23 2017-03-14 ベーパチャンバーの製造方法

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JP6151813B1 (ja)
KR (1) KR20180122001A (ja)
CN (1) CN108885067B (ja)
TW (1) TWI658146B (ja)
WO (1) WO2017164013A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230020393A (ko) 2020-06-04 2023-02-10 후루카와 덴키 고교 가부시키가이샤 전기·전자기기용 부품

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6446010B2 (ja) * 2016-09-29 2018-12-26 株式会社神戸製鋼所 放熱部品用銅合金板
KR102226988B1 (ko) * 2016-10-05 2021-03-11 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 방열 부품용 구리 합금판, 방열 부품, 및 방열 부품의 제조 방법
CN110243216B (zh) * 2018-03-09 2024-06-07 双鸿电子科技工业(昆山)有限公司 均温板及其制造方法
JP7167601B2 (ja) * 2018-09-27 2022-11-09 大日本印刷株式会社 ベーパーチャンバーおよびベーパーチャンバーの製造方法
KR102333586B1 (ko) 2019-11-11 2021-12-02 주식회사 큐브테크 베이퍼 챔버 제조방법
KR102257692B1 (ko) 2019-12-09 2021-05-31 주식회사 큐브테크 지그를 이용한 베이퍼 챔버 제조방법
CN113465420A (zh) * 2020-03-30 2021-10-01 超众科技股份有限公司 热传导部件、接合热传导部件的接合装置
WO2024181291A1 (ja) * 2023-02-28 2024-09-06 京セラ株式会社 放熱部材及びベイパーチャンバー
KR102689995B1 (ko) 2023-09-06 2024-07-31 오케이 주식회사 베이퍼 챔버

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5865546A (ja) * 1981-10-14 1983-04-19 Mitsubishi Metal Corp 連続鋳造用Ｃｕ合金製鋳型
JPS6059033A (ja) * 1983-09-13 1985-04-05 Sumitomo Light Metal Ind Ltd ヒ−トパイプ用管材料
JPH093571A (ja) * 1995-06-14 1997-01-07 Mitsubishi Shindoh Co Ltd ヒートシンク
JP2006177613A (ja) * 2004-12-22 2006-07-06 Denso Corp 沸騰冷却装置
JP2011012299A (ja) * 2009-07-01 2011-01-20 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 内面溝付管の製造方法
JP2014224730A (ja) * 2013-05-16 2014-12-04 川崎重工業株式会社 炭素繊維複合材料製受熱タイル
JP2016180174A (ja) * 2015-03-23 2016-10-13 株式会社神戸製鋼所 放熱部品用銅合金板
JP2016186103A (ja) * 2015-03-27 2016-10-27 株式会社神戸製鋼所 放熱部品用銅合金板

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0694390A (ja) * 1992-09-10 1994-04-05 Kobe Steel Ltd 熱交換器伝熱管用銅合金管及びその製造方法
AUPR360801A0 (en) * 2001-03-08 2001-04-05 Commonwealth Scientific And Industrial Research Organisation Heat treatment of age-hardenable aluminium alloys utilising secondary precipitation
JP2004309002A (ja) * 2003-04-04 2004-11-04 Hitachi Cable Ltd プレート型ヒートパイプおよびその製造方法
DE502004009974D1 (de) * 2004-11-16 2009-10-08 Abb Schweiz Ag Hochspannungsleistungsschalter mit Kühlung
JP4157898B2 (ja) * 2006-10-02 2008-10-01 株式会社神戸製鋼所 プレス打ち抜き性に優れた電気電子部品用銅合金板
CN101528962A (zh) * 2006-10-17 2009-09-09 株式会社神户制钢所 冷加工模具钢、模具和用于制造冷加工模具钢的方法
WO2011093114A1 (ja) * 2010-01-26 2011-08-04 三菱マテリアル株式会社 高強度高導電性銅合金
CN102266922B (zh) * 2011-06-17 2013-04-03 九星控股集团有限公司 连铸结晶器用铬锆铜合金板的非真空熔铸及成型加工方法
CN103286522B (zh) * 2012-02-28 2016-04-27 比亚迪股份有限公司 一种电子产品铝合金壳体的制备方法
CN103361582A (zh) * 2012-03-30 2013-10-23 江苏迅达电磁线有限公司 引线框架用高性能铜合金异形带制备工艺
CN102758103A (zh) * 2012-07-16 2012-10-31 钢铁研究总院 适合于含氟环境下使用的时效硬化Ni-Cu-Al合金
CN104630540A (zh) * 2013-11-08 2015-05-20 青岛宏泰铜业有限公司 Kfc引线框架铜合金带材生产工艺
TWI621721B (zh) * 2014-07-10 2018-04-21 Furukawa Electric Co Ltd Copper alloy sheet, connector, and method for manufacturing copper alloy sheet
CN104775062B (zh) * 2015-04-21 2017-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度铝合金材料、铝合金板及其制造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5865546A (ja) * 1981-10-14 1983-04-19 Mitsubishi Metal Corp 連続鋳造用Ｃｕ合金製鋳型
JPS6059033A (ja) * 1983-09-13 1985-04-05 Sumitomo Light Metal Ind Ltd ヒ−トパイプ用管材料
JPH093571A (ja) * 1995-06-14 1997-01-07 Mitsubishi Shindoh Co Ltd ヒートシンク
JP2006177613A (ja) * 2004-12-22 2006-07-06 Denso Corp 沸騰冷却装置
JP2011012299A (ja) * 2009-07-01 2011-01-20 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 内面溝付管の製造方法
JP2014224730A (ja) * 2013-05-16 2014-12-04 川崎重工業株式会社 炭素繊維複合材料製受熱タイル
JP2016180174A (ja) * 2015-03-23 2016-10-13 株式会社神戸製鋼所 放熱部品用銅合金板
JP2016186103A (ja) * 2015-03-27 2016-10-27 株式会社神戸製鋼所 放熱部品用銅合金板

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230020393A (ko) 2020-06-04 2023-02-10 후루카와 덴키 고교 가부시키가이샤 전기·전자기기용 부품

Also Published As

Publication number Publication date
TW201802249A (zh) 2018-01-16
JP2017172871A (ja) 2017-09-28
JP6151813B1 (ja) 2017-06-21
CN108885067B (zh) 2020-08-04
TWI658146B (zh) 2019-05-01
KR20180122001A (ko) 2018-11-09
CN108885067A (zh) 2018-11-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6151813B1 (ja) ベーパチャンバーの製造方法
JP6031549B2 (ja) 放熱部品用銅合金板
JP6031576B2 (ja) 放熱部品用銅合金板
JP6850233B2 (ja) 放熱部品用銅合金板
JP6031548B2 (ja) 放熱部品用銅合金板
JP6446011B2 (ja) 放熱部品用銅合金板及び放熱部品
WO2016152648A1 (ja) 放熱部品用銅合金板及び放熱部品
JP6446010B2 (ja) 放熱部品用銅合金板
JP6732840B2 (ja) ベーパーチャンバー用銅合金板
JP2018162518A (ja) ベーパーチャンバー用銅合金板及びベーパーチャンバー
WO2017110759A1 (ja) 放熱部品用銅合金板
JP2006144047A (ja) Ｃｕ−Ｎｉ−Ｔｉ系銅合金および放熱板
JP2018070919A (ja) 放熱部品用銅合金板

Legal Events

Date Code Title Description
NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20187029853

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17770056

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 17770056

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1