KR20180122001A

KR20180122001A - 베이퍼 챔버의 제조 방법

Info

Publication number: KR20180122001A
Application number: KR1020187029853A
Authority: KR
Inventors: 다이스케 하시모토; 마사야스 니시무라
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2016-03-23
Filing date: 2017-03-14
Publication date: 2018-11-09
Also published as: TWI658146B; CN108885067B; JP2017172871A; WO2017164013A1; CN108885067A; JP6151813B1; TW201802249A

Abstract

복수의 부품에 의해 베이퍼 챔버를 조립한 후, 650℃ 이상으로 가열하는 프로세스를 거쳐 상기 부품끼리를 접합하여, 베이퍼 챔버를 제조하는 방법에 있어서, 상기 중 베이퍼 챔버의 하우징체를 구성하는 부품(2, 3)이 석출 경화형 구리 합금으로 이루어지고, 접합 후의 베이퍼 챔버의 하우징체에 소성 가공을 가함이 없이, 상기 석출 경화형 구리 합금을 시효 처리해서 석출 경화시킨다.

Description

베이퍼 챔버의 제조 방법

본 개시는 복수의 부품을 접합하여 베이퍼 챔버(평판상 히트 파이프)를 제조하는 방법에 관한 것이다.

데스크형 PC, 노트형 PC, 태블릿 단말, 스마트폰으로 대표되는 휴대전화 등에 탑재되는 CPU의 동작 속도의 고속화 및 고밀도화가 급속히 진전하여, 이들 CPU로부터의 단위 면적당 발열량이 한층 증대되고 있다. CPU의 온도가 일정 이상의 온도로 상승하면, 오작동, 열폭주 등의 원인이 되기 때문에, CPU 등의 반도체 장치로부터의 효과적인 방열은 절실한 문제가 되고 있다.

반도체 장치의 열을 흡수하여, 대기 중에 방산시키는 방열 부품으로서 히트 싱크가 사용되고 있다. 히트 싱크에는 고열전도성이 요구되기 때문에, 소재로서 열전도율이 큰 구리, 알루미늄 등이 이용된다. 데스크형 PC에 있어서는, CPU의 열을 히트 싱크에 설치한 방열 핀 등에 전하고, 데스크형 PC 하우징체 내에 설치한 소형 팬으로 발열(拔熱)하는 방법이 이용되고 있다.

그러나, 팬을 설치하는 스페이스가 없는 노트형 PC, 태블릿 단말 등에 있어서는, 한정된 면적에서 보다 높은 열수송 능력을 가지는 방열 부품으로서, 베이퍼 챔버(평판상 히트 파이프)가 이용되도록 되어 왔다. 히트 파이프는, 내부에 봉입한 냉매의 증발(CPU로부터의 흡열)과 응축(흡수한 열의 방출)이 순환적으로 행해지는 것에 의해, 히트 싱크에 비해 높은 방열 특성을 발휘한다. 또한, 히트 파이프를 히트 싱크나 팬과 같은 방열 부품과 조합하는 것에 의해, 반도체 장치의 발열 문제를 해결하는 것이 제안되어 있다.

베이퍼 챔버는 관상 히트 파이프의 방열 성능을 더욱 향상시킨 것이다(특허문헌 1∼4 참조). 베이퍼 챔버로서, 냉매의 응축과 증발을 효율적으로 행하기 위해서, 관상 히트 파이프와 마찬가지로, 내면에 조면화 가공, 홈 가공 또는 분말 소결에 의한 미세 구멍을 형성한 것 등이 제안되어 있다.

또한, 베이퍼 챔버로서, 외부 부재(하우징체)와, 외부 부재의 내부에 수용 고정되는 내부 부재로 구성된 것이 제안되어 있다. 내부 부재는, 냉매의 응축, 증발 및 수송을 촉진하기 위해서, 외부 부재의 내부에 하나 또는 복수 배치되는 것으로, 여러 가지 형상의 핀, 돌기, 구멍, 슬릿 등이 가공되어 있다. 이 형식의 베이퍼 챔버는, 내부 부재를 외부 부재의 내부에 배치한 후, 브레이징, 확산 접합 등의 방법에 의해 외부 부재끼리 및 외부 부재와 내부 부재를 접합 일체화하는 것에 의해 제조된다. 베이퍼 챔버는, 내부에 냉매를 넣은 후, 브레이징 등의 방법에 의해 봉지된다.

베이퍼 챔버의 제조 방법에 대하여, 직사각형의 상판 부재와 하판 부재의 편면에 복수의 홈, 요철 등의 패턴을 형성하고, 상기 패턴 형성면을 내측으로 해서 상판 부재와 하판 부재를 접합하여, 베이퍼 챔버를 제조하는 경우를 예로, 도 1을 참조해서 구체적으로 설명한다. 상기 상판 부재와 하판 부재는 베이퍼 챔버의 하우징체를 구성하는 부품이고, 이 베이퍼 챔버에는 내부 부재가 포함되지 않는다.

(1) 베이퍼 챔버의 하우징체의 소재로서, 일반적으로, 무산소 구리, 인 탈산 구리 등의 순구리계의 조(條)재가 이용되고 있다. 순구리계 조재로부터 잘라낸 직사각형의 판재(상판 부재와 하판 부재)의 편면에 복수의 홈, 요철 등의 패턴을 형성한다. 도 1A에 패턴(1)(사선 부분)이 형성된 상판 부재(2)(또는 하판 부재(3))를 나타낸다.

(2) 패턴(1)을 형성하는 수단으로서, 에칭 가공 또는 금형을 이용한 프레스 가공이 이용된다. 에칭 가공의 경우, 상판 부재(2) 또는/및 하판 부재(3)의 편면의 에칭 예정 부분만 노출시키고, 염화 제2철 용액을 포함하는 에칭액으로 상기 에칭 예정 부분의 구리를 용해시켜, 소정의 패턴을 형성한다. 프레스 가공의 경우, 상판 부재(2) 또는/및 하판 부재(3)의 편면에 금형의 표면 성상을 전사하여, 소정 형상의 패턴을 형성한다.

(3) 상판 부재(2) 또는/및 하판 부재(3)의 패턴 형성면을 내측으로 해서, 상판 부재(2)와 하판 부재(3)를 중첩하고(도 1B), 그 상태에서 접합한다. 이 접합은 확산 접합 또는 브레이징으로 행해진다. 한편, 상판 부재(2)와 하판 부재(3) 사이에 노즐(세경관)(4)이 끼워 넣어지고, 이 노즐(4)도 접합된다.

(4) 확산 접합의 경우, 도 1C에 나타내듯이, 상판 부재(2)와 하판 부재(3) 사이에 수 N의 하중을 걸어 가압하고(흰 화살표 참조), 진공 또는 불활성 분위기하에서 통상 800℃ 이상의 온도로 가열하고, 그 온도로 30분 이상 유지한다. 이 때문에, 재료의 연화, 결정립의 조대화, 가압에 의한 크리프 변형 등에 의한 치수 변화가 발생한다. 이 재료의 강도 저하 및 치수 변화를 예측하여, 확산 접합 전의 판 두께(패턴(1)이 형성된 부분 및 그 밖의 부분의 양방에서)를 설정해 둘 필요가 있다. 확산 접합에서는, 각 부재 사이에서 Cu 원자가 서로 고상 확산하여, 각 부재(상판 부재(2), 하판 부재(3) 및 노즐(4))가 일체화된다.

(5) 브레이징에 의한 접합의 경우, 환원성 분위기 또는 비산화성 분위기하에서 가열하고, 은랍(BAg), 인구리납(BCuP) 등을 이용하여 브레이징한다. 통상, 브레이징 개소는, 은랍을 이용하는 경우는 650℃ 이상, 인구리납을 이용하는 경우는 750℃ 이상으로 가열된다. 브레이징 방법으로서, 페이스 페드 브레이징(핸드 브레이징의 일종) 또는 예치 브레이징(로(爐) 중 브레이징의 일종)이 적용되고 있지만, 어느 브레이징 방법에 있어서도, 베이퍼 챔버의 내부가 산화되지 않도록, 브레이징 분위기를 제어할 필요가 있다. 한편, 핸드 브레이징의 경우, 고온으로 가열되는 시간은 짧지만, 베이퍼 챔버는 질량이 작고 열전도성이 좋기 때문에, 전체가 브레이징 온도까지 온도 상승하여, 연화되어 버린다. 로 중 브레이징의 경우, 분위기의 제어에는 유리하지만, 베이퍼 챔버가 고온에서 유지되는 시간이 길어지고, 재료 전체의 연화의 정도는 핸드 브레이징보다 커진다.

(6) 베이퍼 챔버 제조 후(접합 후), 진공 또는 감압 분위기에 있어서, 노즐(4)을 통해 베이퍼 챔버의 내부에 작동 유체(물 등)를 넣고, 노즐(4)을 봉지한다.

일본 특허공개 2004-238672호 공보 일본 특허공개 2007-315745호 공보 일본 특허공개 2014-134347호 공보 일본 특허공개 2015-121355호 공보

베이퍼 챔버의 제조(접합)에 있어서, 베이퍼 챔버를 구성하는 부품은 최저로도 650℃ 이상의 온도로 가열되기 때문에, 내열성이 낮은 순구리계의 재료로 이루어지는 경우, 용이하게 연화된다. 베이퍼 챔버의 하우징체를 구성하는 부품(앞의 예에서는 상판 부재(2)와 하판 부재(3))이 연화되면, 베이퍼 챔버를 수송하거나, 핸들링하거나, 또는 반도체 장치에 장착할 때 등에 변형되기 쉽다. 그 경우, 베이퍼 챔버의 내부에 형성한 패턴의 형상 및 치수가 변화하거나, 또는 베이퍼 챔버의 하우징체에 생긴 함몰 등에 의해 반도체 장치와의 사이에 극간이 발생하여, 소기의 전열 성능을 발휘할 수 없게 된다.

또한, 확산 접합 공정에 있어서, 베이퍼 챔버의 하우징체가 접합부에 걸리는 가압력에 의해 변형된다. 구체적으로는, 도 2A, 2B에 나타내듯이, 상판 부재(2)와 하판 부재(3)의 접합부가 가압력(흰 화살표 참조)에 의해 크리프 변형되고, 육후(肉厚)가 감소(t_s→t_f)한다. 또한, 상판 부재(2)와 하판 부재(3)는 가열에 의해 팽창하여 좌우 방향으로 뻗도록 하고, 한편 접합부는 가압력에 의해 좌우 방향의 움직임이 구속되어 있기 때문에, 상판 부재(2)와 하판 부재(3)의 육후가 얇은 부분이 내향으로 휘어 버린다. 그 결과, 베이퍼 챔버의 치수 정밀도도 저하되고, 연화에 의한 상기 문제가 보다 심각해진다.

또, 순구리계의 재료는 650℃ 이상의 온도로 가열되었을 때 결정립이 조대화되기 쉽고, 판 두께를 관통할 정도로(판 두께보다 결정 입경이 클 정도로) 결정립의 조대화가 진행되는 경우도 있다. 그 경우, 땜납 젖음 확장이 저해되거나, 베이퍼 챔버의 사용 시에, 증발, 응축에 의해 반복되는 내압 변동(하우징체에 응력이 부가됨)에 수반하는 피로 현상에 의해 입계 깨짐이 생기고, 그 결과, 리크(leak)가 발생하거나, 입계에 있어서 내식성이 저하되는 것이 지적되고 있다.

본 개시는, 베이퍼 챔버를 제조할 때의 상기 문제를 해결하여, 접합 공정을 거치더라도 하우징체의 연화나 크리프 변형 등에 의한 치수 변화가 발생하기 어렵고, 충분한 강도와 전열 성능을 가지게 할 수 있는 베이퍼 챔버의 제조 방법을 제공하는 것을 주된 목적으로 한다. 또한, 접합 공정을 거치더라도 하우징체에 있어서 결정립의 과도한 조대화가 생기지 않도록 하는 것을 다른 목적으로 한다.

본 발명의 실시형태에 따른 베이퍼 챔버의 제조 방법은, 복수의 부품에 의해 베이퍼 챔버를 조립한 후, 650℃ 이상으로 가열하는 프로세스를 거쳐 상기 부품끼리를 접합하여, 베이퍼 챔버를 제조하는 방법에 있어서, 상기 부품 중 베이퍼 챔버의 하우징체를 구성하는 부품이 석출 경화형 구리 합금으로 이루어지고, 접합 후의 베이퍼 챔버의 하우징체에 소성 가공을 가함이 없이, 상기 석출 경화형 구리 합금을 시효 처리해서 석출 경화시키는 것을 특징으로 한다. 한편, 본 발명의 실시형태에는, 상기 부품이 베이퍼 챔버의 하우징체를 구성하는 부품만으로 이루어지는 경우와, 추가로 다른 부품(상기 내부 부재)이 포함되는 경우가 있다.

석출 경화형 구리 합금으로서는, 그 자체 공지의 Cu-Ni-Si계, Cu-Fe-P계, Cu-Fe-Ni-P계, Cu-Cr계 및 Cu-Cr-Zr계 등의 각 구리 합금을 들 수 있다.

본 발명의 실시형태에 의하면, 하우징체의 소재로서 석출 경화형 구리 합금을 이용하는 것에 의해, 순구리계 재료를 이용한 종래의 베이퍼 챔버에 비해, 접합 공정을 거치더라도 하우징체의 연화나 크리프 변형 등에 의한 치수 변화가 발생하기 어렵다. 또한, 접합 공정 직후는 하우징체의 강도 및 도전율이 저하되어 있지만, 계속해서 시효 처리(석출 경화 처리)를 행함으로써, 하우징체의 강도 및 도전율(열전도율)이 회복(향상)된다. 이 때문에, 전열 성능의 저하를 억제하고, 보다 높은 강도를 가지는 베이퍼 챔버를 제조할 수 있고, 소재의 더한층의 박육화도 가능하다.

또한, 본 발명의 실시형태에 의하면, 하우징체의 소재로서 석출 경화형 구리 합금을 이용하는 것에 의해, 순구리계 재료를 이용한 종래의 베이퍼 챔버에 비해, 하우징체의 결정립의 조대화가 억제된다. 이 때문에, 베이퍼 챔버의 사용 시의 내리크성이나 내식성이 개선되고, 땜납 젖음 확장성도 개선된다.

도 1은 베이퍼 챔버의 제조 방법(접합 방법)을 설명하는 것으로, 패턴 형성한 하우징체 부품(상판 부재 또는 하판 부재)의 사시도(1A), 접합을 위해 중첩한 상판 부재와 하판 부재의 단면도(1B) 및 베이퍼 챔버의 확산 접합 시의 단면도(1 C)이다.
도 2는 베이퍼 챔버의 확산 접합 시의 상판 부재와 하판 부재의 변형의 모습을 설명하는 것으로, 확산 접합의 개시 시의 단면도(2A) 및 종료 시의 단면도(2B)이다.
도 3은 대표적인 석출 경화형 구리 합금의 Fe, Sn 함유량의 범위를 나타내는 도이다.

이하, 본 발명의 실시형태에 따른 베이퍼 챔버의 제조 방법에 대하여 보다 상세히 설명한다.

베이퍼 챔버의 하우징체에 적용되는 바람직한 석출 경화형 구리 합금으로서, 그 자체 공지의 Cu-Fe-P계, Cu-(Ni,Co)-Si계, Cu-(Ni,Co)-P계, Cu-Cr계 및 Cu-Cr-Zr계의 각 구리 합금을 들 수 있다. 이들 석출 경화형 구리 합금은, 고온 가열하(베이퍼 챔버의 접합 공정)에 있어서 연화의 정도가 종래재인 순구리에 비해서 작고, 고온 가열 후의 결정립의 조대화도 종래재인 순구리에 비해서 억제된다. 또한, 이들 석출 경화형 구리 합금은, 고온 가열 후에 소성 가공을 가함이 없이(석출 사이트가 되는 소성 변형을 재료 중에 도입함이 없이) 시효 처리한 경우라도, 강도 및 도전율이 회복(향상)된다. 베이퍼 챔버의 하우징체는 접합 공정 후에 소성 가공이 가해지는 경우가 없지만, 이들 석출 경화형 구리 합금을 이용하는 것에 의해, 접합 공정 후에 소성 가공을 가하지 않더라도, 시효 처리 후에 높은 강도(50MPa 이상) 및 도전율(25% IACS 이상)을 갖게 된다.

접합 공정 후(고온 가열 후)의 시효 처리(석출 경화 처리)는, 예를 들면 이하의 방법으로 실시할 수 있다. 시효 처리의 조건(석출 온도 범위, 유지 시간)에 대해서는, 각 합금계마다 후술한다.

(1) 접합 후의 베이퍼 챔버를 냉각한 후, 베이퍼 챔버 전체를 석출 경화형 구리 합금의 석출 온도 범위로 재가열하고, 동일 온도 범위 내로 일정 시간 유지하여 석출 경화시킨다. 이 경우, 접합 후의 베이퍼 챔버가 아직 고온인 동안에 수냉 등으로 급냉하거나, 또는 접합 후의 베이퍼 챔버를 용체화 온도로 재가열 후 급냉하여, 석출 경화형 구리 합금을 미리 용체화해 두는 것이 바람직하다.

(2) 접합 후의 베이퍼 챔버를 고온으로부터의 냉각 도중에 석출 온도 범위로 일정 시간 유지하여, 석출 경화형 구리 합금을 석출 경화시킨다. 베이퍼 챔버는 상기 석출 온도 범위 내의 일정 온도로 유지해도, 상기 석출 온도 범위 내에서 냉각을 계속해도 된다.

(3) 상기 (2)의 공정 후, 다시 상기 (1)의 재가열을 행하여, 석출 경화형 구리 합금을 석출 경화시킨다.

다음으로, 각 합금계에 대하여 설명한다.

(Cu-Fe-P계)

(1) Cu-Fe-P계의 구리 합금의 예로서, Fe: 0.07∼0.7질량%, P: 0.2질량% 이하를 함유하는 구리 합금을 들 수 있다. 이 구리 합금의 기본 조성은 Fe 및 P 이외는 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지고, 필요에 따라서 후술하는 합금 원소를 포함한다.

이 구리 합금의 경우, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후에 시효 처리를 행함으로써, 0.2% 내력값이 100MPa 이상, 및 도전율이 50% IACS 이상(합금 원소로서 Sn을 포함하는 경우, 45% IACS 이상)을 달성할 수 있다. 또한, Fe 함유량을 0.25질량% 이상으로 하는 것에 의해, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후의 평균 결정 입경을 50μm 이하로 억제할 수 있다. 시효 처리는 350∼600℃의 온도 범위에서 5분∼10시간 유지하는 조건을 들 수 있다.

이 구리 합금에 있어서, Fe는 Fe 단체로서 또는 Fe-P 화합물로서 석출되어, 시효 처리 후의 구리 합금판의 강도 및 도전율을 향상시키는 작용을 갖는다. Fe-P 화합물로서 석출되지 않는 Fe가 Fe 단체로서 석출되고, 특히 Fe 함유량이 0.4질량% 이상일 때, Fe 단체로서 석출되는 Fe의 양이 증가한다. Fe 함유량이 0.07질량% 미만이면, 고온 가열 및 시효 처리 후의 0.2% 내력이 부족하고, Fe 함유량이 0.7질량%를 초과하면, 고온 가열 및 시효 처리 후의 도전율이 향상되지 않는다. 따라서, Fe 함유량은 0.07∼0.7질량%로 한다. Fe 함유량의 하한은 바람직하게는 0.15질량%이고, 상한은 바람직하게는 0.65질량%이다.

P는 탈산 작용에 의해 구리 합금에 포함되는 산소량을 저감하여, 베이퍼 챔버를 수소를 포함하는 환원 분위기에서 가열했을 때의 수소 취성을 방지하는 작용을 갖는다. 또한, 고용된 P는 석출 온도로 가열하는 것에 의해, Fe-P 화합물을 형성하여 구리 합금의 강도, 내열성 및 도전율을 향상시킨다. Fe-P 화합물을 석출시키기 위해서는, P 함유량은 0.005질량% 이상 필요하다. 그러나, P의 함유량이 0.2질량%를 초과하면, 주괴를 열간 압연할 때에 깨짐이 발생하여, 그 후의 가공을 할 수 없게 되기 때문에, P 함유량의 상한치는 0.2질량%로 한다.

상기 작용 때문에, P의 함유량은 어느 정도 필요시 되지만, 그 한편으로, Fe-P 화합물의 석출에 기여하지 않는 P의 함유량은 수소 취성을 방지할 수 있는 범위에서 되도록 적은 것이 바람직하다. 이 점에서, Fe의 함유량(질량%)과 P의 함유량(질량%)의 비 [Fe]/[P]가 2∼5의 범위 내인 것이 바람직하다. [Fe]/[P]의 하한치는, 보다 바람직하게는 2.5, 더 바람직하게는 3.0, [Fe]/[P]의 상한치는, 보다 바람직하게는 4.5, 더 바람직하게는 4.0이다.

상기 구리 합금은, 필요에 따라서, 하기 (a)∼(c)에 나타내는 합금 원소(또는 합금 원소군)의 1종 또는 2종 이상을, 고온 가열 및 시효 처리 후의 도전율을 해치지 않는 범위 내에서 포함한다. (a) Sn: 0.006∼1.1질량%, (b) Zn: 1.5질량% 이하, (c) Mn: 0.1질량% 이하, Mg: 0.2질량% 이하, Si: 0.2질량% 이하, Al: 0.2질량% 이하, Cr: 0.2질량% 이하, Ti: 0.1질량% 이하, Zr: 0.05질량% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5질량% 이하.

Sn은 구리 합금의 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 상기 구리 합금이 Sn을 포함하는 경우, Fe, Sn 함유량은 도 3에 나타내는 점 A(0.1, 0.006), 점 B(0.5, 0.006), 점 C(0.05, 1.1), 점 D(0.05, 0.05)로 둘러싸이는 범위 내(경계선 상을 포함함)로 한다. 이 경우의 Fe 함유량의 하한치는, 바람직하게는 0.07질량%, 보다 바람직하게는 0.15질량%이다. 또한, Sn 함유량의 하한치는, 바람직하게는 0.01질량%, 보다 바람직하게는 0.02질량%, 상한치는, 바람직하게는 0.5질량%, 보다 바람직하게는 0.4질량%이다.

Zn은 구리 합금의 땜납 내열박리성 및 Sn 도금 내열박리성을 개선하는 작용을 갖는다. 그러나, Zn의 함유량이 1.5질량%를 초과하면, 땜납 젖음성이 저하되고, 도전율도 저하되기 때문에, Zn의 함유량은 1.5질량% 이하로 한다. Zn의 함유량의 상한치는 0.7질량%가 바람직하고, 0.5질량%가 보다 바람직하다. 한편, 내열박리성의 개선을 위해서는, Zn의 함유량의 하한치는 0.01질량%가 바람직하고, 0.05질량%가 보다 바람직하며, 0.1질량%가 더 바람직하다.

Mn, Mg, Si, Al, Cr, Ti, Zr은 구리 합금의 강도 및 내열성을 향상시키는 작용을 갖는다. Mn, Mg, Si, Al은 소량 함유시키더라도 구리 합금의 도전율을 저하시키기 때문에, 각각 상한치를 Mn: 0.1질량%, Mg: 0.2질량%, Si: 0.2질량%, Al: 0.2질량%로 한다. Cr, Ti, Zr은 수 μm∼수 10μm 정도의 산화물계, 황화물계 등의 개재물을 형성하기 쉽고, 냉간 압연에 의해 상기 개재물과 모재 사이에 극간이 생기고, 상기 개재물이 표면에 존재했을 때 구리 합금의 내식성을 저하시킨다. 따라서, Cr, Ti, Zr의 상한치는 Cr: 0.2질량%, Ti: 0.1질량%, Zr: 0.05질량%로 한다. 또한, Mn, Mg, Si, Al, Cr, Ti, Zr 중 복수 종류의 원소가 구리 합금에 포함되고, 그 합계 함유량이 0.5질량%를 초과하면, 구리 합금의 도전율이 저하된다. 따라서, 이들 원소의 합계 함유량은 0.5질량% 이하로 한다. 한편, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량의 하한치는, 바람직하게는 0.01질량%, 보다 바람직하게는 0.02질량%, 더 바람직하게는 0.03질량%이다.

상기 조성의 구리 합금(조)은, 예를 들면, 주괴를 열간 압연한 후, 냉간 압연과 열처리(시효 처리)를 1회 또는 2회 이상 반복함으로써 제조된다. 이하의 조건에서 제조한 구리 합금은 0.2% 내력이 150MPa 이상, 신도가 5% 이상, 및 우수한 굽힘 가공성을 갖는다. 또한, 고온 가열(850℃×30분) 후에, 40MPa 이상의 0.2% 내력을 갖고, 이어서 시효 처리한 후, 100MPa 이상의 0.2% 내력, 50% IACS 이상(Sn을 포함하는 경우는 45% IACS 이상)의 도전율을 갖게 된다. 또, 고온 가열(850℃×30분)에 의한 결정립의 조대화가 억제되어, 고온 가열 후의 평균 결정 입경이 50μm 이하로 억제된다.

용해, 주조는 연속 주조, 반연속 주조 등의 통상의 방법에 의해서 행할 수 있다. 한편, 구리 용해 원료로서, S, Pb, Bi, Se, As의 함유량이 적은 것을 사용하는 것이 바람직하다. 또한, 구리 합금 용탕에 피복하는 목탄의 적열화(수분 제거), 지금, 스크랩 원료, 통, 주형의 건조 및 용탕의 탈산 등에 주의하여, O, H를 저감하는 것이 바람직하다. 주괴에 대해 균질화 처리를 행하는 것이 바람직하고, 균질화 처리는 주괴 내부의 온도가 800℃ 도달 후, 30분 이상 유지하는 것이 바람직하다. 균질화 처리의 유지 시간은 1시간 이상이 보다 바람직하고, 2시간 이상이 더 바람직하다.

균질화 처리 후, 열간 압연을 800℃ 이상의 온도에서 개시한다. 열간 압연재에 조대한 Fe, 또는 Fe-P 석출물이 형성되지 않도록, 열간 압연은 600℃ 이상의 온도에서 종료하고, 그 온도로부터 수냉 등의 방법에 의해 급냉하는 것이 바람직하다. 열간 압연 후의 급냉 개시 온도가 600℃보다 낮으면, 조대한 Fe-P 석출물이 형성되어, 조직이 불균일해지기 쉬워, 구리 합금판(제품판)의 강도가 저하된다.

열간 압연 후는, (a) 열간 압연재를 제품 두께까지 냉간 압연하고, 시효 처리하거나, (b) 열간 압연재를 냉간 압연 및 시효 처리하고, 다시 제품 두께까지 냉간 압연하거나, 또는 (c) 상기 (b) 후에 저온 소둔(연성의 회복)을 행한다.

시효 처리(석출 처리)는 가열 온도 300∼600℃ 정도에서 0.5∼10시간 유지하는 조건에서 행한다. 이 가열 온도가 300℃ 미만이면 석출량이 적고, 600℃를 초과하면 석출물이 조대화되기 쉽다. 가열 온도의 하한은, 바람직하게는 350℃로 하고, 상한은 바람직하게는 580℃로 한다. 시효 처리의 유지 시간은, 가열 온도에 따라 적절히 선택하고, 0.5∼10시간의 범위 내에서 행한다. 이 유지 시간이 0.5시간 이하이면 석출이 불충분해지고, 10시간을 초과하더라도 석출량이 포화되어, 생산성이 저하된다. 유지 시간의 하한은, 바람직하게는 1시간, 보다 바람직하게는 2시간으로 한다.

(2) Cu-Fe-P계의 다른 예로서, Fe: 1.0∼2.4질량%, P: 0.005∼0.1질량% 이하를 함유하는 구리 합금을 들 수 있다. 이 구리 합금의 기본 조성은 Fe 및 P 이외는 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지고, 필요에 따라서 후술하는 합금 원소를 포함한다.

이 구리 합금의 경우, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후에 시효 처리를 행함으로써, 0.2% 내력값이 110MPa 이상, 및 도전율이 50% IACS 이상을 달성할 수 있다. 또한, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후의 평균 결정 입경을 50μm 이하로 억제할 수 있다. 시효 처리는 350∼600℃의 온도 범위에서 5분∼10시간 유지하는 조건을 들 수 있다.

이 구리 합금에 있어서, Fe는 Fe 단체 또는 P와 화합물을 형성하여 석출시켜, 시효 처리 후의 구리 합금판의 강도 및 도전율을 향상시키는 작용을 갖는다. 그러나, Fe 함유량이 1.0질량% 미만이면, 고온 가열 및 시효 처리 후의 0.2% 내력이 부족하다. 한편, Fe 함유량이 2.4질량%를 초과하면, 고온 가열 및 시효 처리 후의 강도의 향상 비율이 포화되고, 또한 용해 주조 공정에서 조대한 Fe 정출물이 형성되고, 그 후의 가공 공정에서 소멸시키는 것이 어렵다. 조대한 Fe 정출물은 내식성, 굽힘 가공성, 도금성 등을 저하시킨다. 따라서, Fe 함유량은 1.0∼2.4질량%로 한다. Fe 함유량의 하한은 바람직하게는 1.2질량%이고, 상한은 바람직하게는 2.2질량%이다.

P는 탈산 작용에 의해 구리 합금에 포함되는 산소량을 저감하여, 방열 부품을 수소를 포함하는 환원 분위기로 가열했을 때의 수소 취성을 방지하는 작용을 갖는다. 수소 취화 방지를 위해서 필요한 P 함유량은 0.005질량% 이상이다. 또한, 고용된 P는 구리 합금의 도전율을 저하시키지만, 석출 온도로 가열하는 것에 의해 Fe-P 화합물을 형성하고, 이에 의해 구리 합금의 강도, 내열성 및 도전율이 향상된다. 그러나, P의 함유량이 0.1질량%를 초과하면 고용되는 P의 양이 증가하여, 도전율이 저하된다. 이 때문에, P의 함유량은 0.005∼0.1질량%로 한다.

상기 구리 합금은, 필요에 따라서, 하기 (a)∼(c)에 나타내는 합금 원소(또는 합금 원소군)의 1종 또는 2종 이상을, 고온 가열 및 시효 처리 후의 도전율을 해치지 않는 범위 내에서 포함한다. (a) Zn: 2.0질량% 이하, (b) Sn: 0.005∼0.5질량%, (c) Mn, Mg, Si, Al, Cr, Ti, Zr, Ni, Co 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5질량% 이하.

Zn은 상기 (1)에 기재한 구리 합금에 있어서의 Zn과 동일한 이유로, 필요에 따라서 첨가된다. Zn의 함유량의 상한치는 0.7질량%가 바람직하고, 0.5질량%가 보다 바람직하다. 또한, 한편, Zn 함유량의 하한치는 0.01질량%가 바람직하고, 0.05질량%가 보다 바람직하며, 0.1질량%가 더 바람직하다.

Sn은 구리 합금 모상에 고용되어 구리 합금의 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 또한, Sn의 첨가는 내응력완화특성의 향상에도 유효하다. 베이퍼 챔버의 사용 환경이 80℃ 또는 그 이상이 되면, 하우징체에 크리프 변형이 생겨 CPU 등의 열원과의 접촉면이 작아져, 방열성이 저하되지만, 내응력완화특성을 향상시킴으로써, 이 현상을 억제할 수 있다. 강도 및 내응력완화특성의 향상의 효과를 얻기 위해, Sn 함유량은 0.005질량% 이상으로 하고, 바람직하게는 0.01질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.02질량% 이상, 더 바람직하게는 0.05질량% 이상으로 한다. 한편, Sn의 함유량이 0.5질량%를 초과하면, 고온 가열 및 시효 처리 후의 구리 합금판의 도전율이 저하된다. 따라서, Sn의 함유량은 0.5질량% 이하로 한다.

Mn, Mg, Si, Al, Cr, Ti, Zr, Ni, Co는, 구리 합금의 강도 및 내열성을 향상시키는 작용을 갖기 때문에, 이들의 1종 또는 2종 이상이 필요에 따라서 첨가된다. 그러나, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량이 0.5질량%를 초과하면 도전율이 저하된다. 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량의 하한치는, 바람직하게는 0.01질량%, 보다 바람직하게는 0.02질량%, 더 바람직하게는 0.03질량%이다.

상기 조성의 구리 합금(조)은, 예를 들면, 상기 (1)의 구리 합금과 동일한 제조 방법으로 제조할 수 있다. 이 제조 방법으로 제조한 구리 합금은 0.2% 내력이 150MPa 이상, 신도가 5% 이상, 및 우수한 굽힘 가공성을 갖는다. 또한, 고온 가열(850℃×30분) 후에, 40MPa 이상의 0.2% 내력을 갖고, 이어서 시효 처리한 후, 110MPa 이상의 0.2% 내력, 50% IACS 이상의 도전율을 갖게 된다. 또한, 고온 가열(850℃×30분)에 의한 결정립의 조대화가 억제되어, 고온 가열 후의 평균 결정 입경이 50μm 이하로 억제된다.

(Cu-(Ni,Co)-Si계)

Cu-(Ni,Co)-Si계의 구리 합금의 예로서, Ni와 Co의 1종 또는 2종을 1.0∼4.0질량%, 및 Si를 0.2∼1.2질량% 함유하고, Ni와 Co의 합계 함유량과 Si의 함유량의 비 [Ni+Co]/[Si]가 3.5∼5의 범위인 구리 합금을 들 수 있다. 이 구리 합금의 기본 조성은 Ni 또는/및 Co와 Si 이외는 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지고, 필요에 따라서 후술하는 합금 원소를 포함한다.

이 구리 합금의 경우, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후에 시효 처리를 행함으로써, 0.2% 내력값이 300MPa 이상, 및 도전율이 25% IACS 이상을 달성할 수 있다. 시효 처리는 350∼600℃의 온도 범위에서 5분∼10시간 유지하는 조건을 들 수 있다.

이 구리 합금에 있어서, Ni 및 Si는 Ni₂Si 석출물을 생성하여, 구리 합금의 강도를 향상시킨다. 그러나, Ni 함유량이 1.0질량% 미만 또는 Si 함유량이 0.2질량% 미만이면, 그 효과가 적다. 한편, Ni 함유량이 4.0질량%를 초과 또는 Si 함유량이 1.2질량%를 초과하면, 주조 시에 Ni 또는 Si가 정출 또는 석출되어, 열간 가공성이 저하된다. 따라서, Ni 함유량은 1.0∼4.0질량%, Si 함유량은 0.2∼1.2질량%로 한다. Ni 함유량의 하한치는, 바람직하게는 1.1질량%, 상한치는 바람직하게는 3.9질량%이다.

이 구리 합금에 있어서, Ni의 일부 또는 전부를 Co로 대신할 수 있다.

어느 쪽이든, Ni와 Co의 합계 함유량 [Ni+Co]와 Si 함유량 [Si]의 비 [Ni+Co]/[Si]가 3.5 미만이거나 또는 5를 초과하는 경우, 과잉이 된 Ni(및/또는 Co) 또는 Si가 고용되어, 도전율이 저하된다. 따라서, 상기 함유량비 [Ni+Co]/[Si]는 3.5∼5로 한다.

상기 구리 합금은, 필요에 따라서, 하기 (a)∼(c)에 나타내는 합금 원소(또는 합금 원소군)의 1종 또는 2종 이상을, 고온 가열 및 시효 처리 후의 도전율을 해치지 않는 범위 내에서 포함한다. (a) Sn: 0.005∼1.0질량% 또는/및 Mg: 0.005∼0.2질량%, (b) Zn: 2.0질량%, (c) Al, Mn, Cr, Ti, Zr, Fe, P, Ag 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5질량% 이하.

Sn은 구리 합금 모상에 고용되어 구리 합금의 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 또한, Sn의 첨가는 내응력완화특성의 향상에도 유효하다. 베이퍼 챔버의 사용 환경이 80℃ 또는 그 이상이 되면, 하우징체에 크리프 변형이 생겨 CPU 등의 열원과의 접촉면이 작아져, 방열성이 저하되지만, 내응력완화특성을 향상시킴으로써, 이 현상을 억제할 수 있다. 강도 및 내응력완화특성의 향상의 효과를 얻기 위해, Sn 함유량은 0.005질량% 이상으로 하고, 바람직하게는 0.01질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.02질량% 이상으로 한다. 한편, Sn 함유량이 1.0질량%를 초과하면, 구리 합금판의 굽힘 가공성을 저하시키고, 또한 시효 처리 후의 도전율을 저하시킨다. 따라서, Sn 함유량은 1.0질량% 이하로 하고, 바람직하게는 0.6질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.3질량% 이하로 한다.

Mg는, Sn과 마찬가지로, 구리 합금 모상에 고용되어 구리 합금의 강도 및 내응력완화특성을 향상시키는 작용을 갖는다. 강도 및 내응력완화특성의 향상의 효과를 얻기 위해, Mg 함유량은 0.005질량% 이상으로 한다. 한편, Mg 함유량이 0.2질량%를 초과하면, 구리 합금의 굽힘 가공성을 저하시키고, 또한 시효 처리 후의 도전율을 저하시킨다. 따라서, Mg 함유량은 0.2질량% 이하로 하고, 바람직하게는 0.15질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.05질량% 이하로 한다.

Zn은 구리 합금의 땜납 내열박리성 및 Sn 도금 내열박리성을 개선하는 작용을 갖는다. 그러나, Zn의 함유량이 2.0질량%를 초과하면, 땜납 젖음성이 저하되기 때문에, Zn의 함유량은 2.0질량% 이하로 한다. Zn의 함유량의 상한치는 0.7질량% 이하가 바람직하고, 0.5질량% 이하가 보다 바람직하다. 한편, Zn 함유량이 0.01질량% 미만이면, 내열박리성의 개선에는 불충분하여, Zn의 함유량은 0.01질량% 이상인 것이 바람직하다. Zn 함유량의 하한치는 0.05질량%가 보다 바람직하고, 0.1질량%가 더 바람직하다.

Al, Mn, Cr, Ti, Zr, Fe, P, Ag는 구리 합금의 강도 및 내열성을 향상시키는 작용을 갖는다. 그러나, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량이 0.5질량%를 초과하면 도전율이 저하된다. 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량의 하한치는, 바람직하게는 0.01질량%, 보다 바람직하게는 0.02질량%, 더 바람직하게는 0.03질량%이다.

상기 조성의 구리 합금(조)은, 표준적인 제조 방법으로서, 주괴를 균열(均熱) 처리하고, 열간 압연한 후, 냉간 압연, 용체화를 수반하는 재결정 처리, 냉간 압연, 석출 처리의 공정으로 제조된다. 이하의 조건에서 제조한 구리 합금은 0.2% 내력이 300MPa 이상이고, 우수한 굽힘 가공성을 갖는다. 또한, 고온 가열(850℃×30분) 후에 시효 처리를 행함으로써, 300MPa 이상의 0.2% 내력, 25% IACS 이상의 도전율을 갖게 된다.

용해, 주조 및 균질화 처리는 Cu-Fe-P계의 구리 합금과 마찬가지로 행해진다.

균질화 처리 후, 열간 압연을 800℃ 이상의 온도에서 개시한다. 열간 압연재에 조대한 (Ni,Co)-Si 석출물이 형성되지 않도록, 열간 압연은 600℃ 이상의 온도에서 종료하고, 그 온도로부터 수냉 등의 방법에 의해 급냉하는 것이 바람직하다. 열간 압연 후의 급냉 개시 온도가 600℃보다 낮으면, 조대한 (Ni,Co)-Si 석출물이 형성되어, 조직이 불균일해지기 쉬워, 구리 합금(제품조)의 강도가 저하된다.

열간 압연 후의 냉간 압연에 의해, 구리 합금에 일정한 변형을 가함으로써, 계속되는 재결정 처리 후에, 원하는 재결정 조직(미세한 재결정 조직)을 갖는 구리 합금이 얻어진다. 이 냉간 압연의 가공률은 5∼35%로 하는 것이 바람직하다.

용체화를 수반하는 재결정 처리는 650∼950℃, 바람직하게는 670∼900℃에서 3분 이하의 유지의 조건에서 행한다. 구리 합금 중의 Ni, Co, Si의 함유량이 적은 경우는, 상기 온도 범위 내의 보다 저온 영역에서, Ni, Co, Si의 함유량이 많은 경우는, 상기 온도 범위 내의 보다 고온 영역에서 행하는 것이 바람직하다. 이 재결정 처리에 의해, Ni, Co, Si를 구리 합금 모재에 고용시킴과 함께, 굽힘 가공성이 양호해지는 재결정 조직(결정 입경이 1∼20μm)을 형성할 수 있다. 이 재결정 처리의 온도가 650℃보다 낮으면, Ni, Co, Si의 고용량이 적어져, 강도가 저하된다. 한편, 재결정 처리의 온도가 950℃를 초과하거나 또는 처리 시간이 3분을 초과하면, 재결정립이 조대화된다.

용체화를 수반하는 재결정 처리 후는, (a) 냉간 압연 및 시효 처리하거나, (b) 냉간 압연 및 시효 처리 후, 다시 제품 두께까지 냉간 압연하거나, 또는 (c) 상기 (b) 후에 저온 소둔(연성의 회복)을 행한다. 시효 처리(석출 처리)는 Cu-Fe-P계의 구리 합금과 마찬가지의 조건에서 행하면 된다.

(Cu-(Ni,Co)-P계)

Cu-(Ni,Co)-P계의 구리 합금의 예로서, Ni: 0.2∼1.0질량% 또는/및 Co: 0.05∼1.0질량%와, P: 0.03∼0.2질량%를 함유하는 구리 합금을 들 수 있다. 이 구리 합금의 기본 조성은 Ni 또는/및 Co와 P 이외는 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지고, 필요에 따라서 Fe 및 후술하는 그 밖의 합금 원소를 포함한다. 이 구리 합금에 있어서, Ni, Co 및 Fe의 합계 함유량 [Ni+Co+Fe]는 0.3∼1.0질량%의 범위이고, Ni, Co 및 Fe의 합계 함유량과 P의 함유량의 비 [Ni+Co+Fe]/[P]가 2∼10의 범위이다.

이 구리 합금의 경우, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후에 시효 처리를 행함으로써, 0.2% 내력값이 120MPa 이상, 도전율이 40% IACS 이상을 달성할 수 있다. 시효 처리는 350∼600℃의 온도 범위에서 5분∼10시간 유지하는 조건을 들 수 있다.

Ni, Co, Fe는 P와의 사이에 P 화합물((Ni,Co,Fe)-P 화합물)을 생성하여, 구리 합금의 강도 및 내응력완화특성을 향상시킨다. 한편, 상기 (Ni,Co,Fe)-P 화합물에는, Ni-P, Co-P, Fe-P, 및 Fe, Ni, Co 중 2종 이상을 포함하는 M-P 화합물이 포함된다.

Ni, Co, Fe의 합계 함유량 [Ni+Co+Fe]가 0.3질량% 미만, 또는 P 함유량이 0.03질량% 미만이면, P 화합물의 석출량이 적어, 구리 합금의 강도 및 내응력완화특성을 향상시키는 효과가 적다. 한편, [Ni+Co+Fe]가 1.0질량%를 초과 또는 P 함유량 [P]가 0.2질량%를 초과하면, 조대한 산화물, 정출물, 석출물 등이 생성되어 열간 가공성이 저하되고, 또한 구리 합금의 강도, 내응력완화특성, 굽힘 가공성이 저하된다. 또한, Ni, Co, Fe, P의 고용량이 증가하여, 구리 합금의 도전율이 저하된다. 따라서, [Ni+Co+Fe]는 0.3∼1.0질량%, P 함유량은 0.03∼0.2질량%로 한다

또한, Ni, Co, Fe의 개개의 함유량이 각각 0.2질량% 미만, 0.05질량% 미만, 0.05질량% 미만인 경우, 구리 합금판의 강도 및 내응력완화특성을 향상시키는 효과가 적다. 따라서, Ni, Co, Fe의 함유량의 하한치는 각각 0.2질량%, 0.05질량%, 0.05질량%로 한다.

Ni, Co 및 Fe의 합계 함유량과 P 함유량의 비 [Ni+Co+Fe]/[P]가 2 미만이거나 또는 10을 초과하는 경우, 과잉이 된 Ni, Co, Fe 또는 P가 고용되어, 도전율이 저하된다. 따라서, 함유량비 [Ni+Co+Fe]/[P]는 2∼10으로 한다. [Ni+Co+Fe]/[P]의 하한치는 바람직하게는 2.2, 상한치는 바람직하게는 9.5이다.

상기 구리 합금은, 필요에 따라서, 하기 (a)∼(c)에 나타내는 합금 원소(또는 합금 원소군)의 1종 또는 2종 이상을, 고온 가열 및 시효 처리 후의 도전율을 해치지 않는 범위 내에서 포함한다. (a) Sn: 0.005∼1.0질량% 또는/및 Mg: 0.005∼0.2질량%, (b) Zn: 1.0질량% 이하, (c) Si, Al, Mn, Cr, Ti, Zr, Ag 중 1종 또는 2종 이상을 합계로 0.5질량% 이하.

Mg는, Sn과 마찬가지로, 구리 합금 모상에 고용되어 구리 합금의 강도 및 내응력완화특성을 향상시키는 작용을 갖는다. 강도 및 내응력완화특성의 향상의 효과를 얻기 위해, Mg 함유량은 0.005질량% 이상으로 한다. 한편, Mg 함유량이 0.2질량%를 초과하면, 구리 합금판의 굽힘 가공성을 저하시키고, 또한 시효 처리 후의 도전율을 저하시킨다. 따라서, Mg 함유량은 0.2질량% 이하로 하고, 바람직하게는 0.15질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.05질량% 이하로 한다.

Zn은 구리 합금의 땜납 내열박리성 및 Sn 도금 내열박리성을 개선하는 작용을 갖는다. 그러나, Zn의 함유량이 1.0질량%를 초과하면, 땜납 젖음성이 저하되기 때문에, Zn의 함유량은 1.0질량% 이하로 한다. Zn의 함유량은 0.7질량% 이하가 바람직하고, 0.5질량% 이하가 보다 바람직하다. 한편, Zn 함유량이 0.01질량% 미만이면, 내열박리성의 개선에는 불충분하여, Zn의 함유량은 0.01질량% 이상인 것이 바람직하다. Zn 함유량은 0.05질량% 이상이 보다 바람직하고, 0.1질량% 이상이 더 바람직하다.

Si, Al, Mn, Cr, Ti, Zr, Ag는 구리 합금의 강도 및 내열성을 향상시키는 작용을 갖는다. 그러나, 이들 원소의 함유량이 많으면 구리 합금의 도전율이 저하되기 때문에, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량은 0.5질량% 이하로 제한된다. 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량의 하한치는, 바람직하게는 0.01질량%, 보다 바람직하게는 0.02질량%, 더 바람직하게는 0.03질량%이다.

상기 조성의 구리 합금(조)은, 표준적인 제조 방법으로서, 주괴를 균열 처리 하고, 열간 압연한 후, 냉간 압연, 용체화를 수반하는 재결정 처리, 냉간 압연, 석출 처리의 공정으로 제조된다. 각 공정의 조건은 Cu-(Ni,Co)-Si계의 구리 합금과 마찬가지의 조건에서 행하면 된다. 이 조건에서 제조한 구리 합금은 0.2% 내력이 300MPa 이상이고, 우수한 굽힘 가공성을 갖는다. 또한, 고온 가열(850℃×30분) 후에 시효 처리를 행함으로써, 120MPa 이상의 0.2% 내력, 40% IACS 이상의 도전율을 갖게 된다.

(Cu-Cr계)

Cu-Cr계의 구리 합금의 예로서, Cr: 0.15∼0.6질량%를 포함하고, Si: 0.005∼0.15질량%와 Ti: 0.005∼0.15질량%의 1종 또는 2종을 합계로 0.01∼0.3질량% 포함하는 구리 합금을 들 수 있다. 이 구리 합금의 기본 조성은 Cr과, Si 또는/및 Ti 이외는 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지고, 필요에 따라서 후술하는 합금 원소를 포함한다.

이 구리 합금은 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후에 소성 가공을 행함이 없이 시효 처리를 행한 경우, 강도와 도전율을 회복시킬 수 있지만, 그 회복량은 전술의 석출 경화형 구리 합금보다 작다. 그런데도, 0.2% 내력값이 60MPa 이상, 및 도전율이 45% IACS 이상을 달성할 수 있다. 한편, Cr, Si, Ti 등을 포함하는 석출 입자는 고온 가열에 있어서 잔존하는 것이 있고, 이것이 2차 재결정에 의한 결정립의 조대화를 억제하여, 결정립의 조대화가 억제된다. 이 때문에, 이 구리 합금은 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후의 평균 결정 입경을 50μm 이하로 억제할 수 있다. 한편, 고온 가열 후는 급냉(수냉 등)하는 것이 바람직하다. 시효 처리는 350∼550℃의 온도 범위에서 5분∼10시간 유지하는 조건을 들 수 있다.

이 구리 합금에 있어서, Cr은 구리 합금 모상 중에 Cr, Cr-Si 화합물 또는 Cr-Ti-Si 화합물로서 석출되어, 시효 처리 후의 구리 합금의 강도와 도전율을 향상시킨다. 또한, Cr은 700℃ 이상의 온도에서도 Cu 중으로의 고용량이 작아, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정)에 있어서 결정립의 조대화를 방지할 수 있다. 그러나, Cr 함유량이 0.15질량% 미만이면 상기 효과가 부족하다. 한편, Cr 함유량이 0.6질량%를 초과하면, 조대한 Cr 및 Cr 화합물이 발생하여, 구리 합금의 굽힘 가공성을 저하시킨다. 따라서, Cr 함유량은 0.15∼0.6질량%로 한다. Cr의 하한치는 바람직하게는 0.2질량%이고, 보다 바람직하게는 0.25질량%이다. 또한, Cr의 상한치는 바람직하게는 0.5%이고, 보다 바람직하게는 0.45질량%이다. 한편, 850℃ 이상의 고온에서 결정립의 조대화를 유효하게 방지하기 위해서는, Cr의 함유량은 0.25질량% 이상인 것이 바람직하다.

Si와 Ti는 구리 합금 모상 중에 Cr-Si 화합물 또는 Cr-Ti-Si 화합물로서 석출되어, 구리 합금의 강도와 도전율을 향상시킨다. 또한, 구리 합금의 내열성을 향상시켜, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 시의 결정립의 조대화를 방지할 수 있다. 그러나, Si 함유량이 0.005질량% 미만, Ti 함유량이 0.005질량% 미만, 또는 Si와 Ti의 합계 함유량이 0.01질량% 미만이면 상기 효과가 적다. 한편, Si 또는 Ti의 함유량이 0.15질량%를 초과, 또는 Si와 Ti의 합계 함유량이 0.3질량%를 초과하면, 구리 합금 모재 중에 조대한 Cr-Si 화합물 또는 Cr-Ti-Si 화합물이 증가하여, 굽힘 가공성을 저하시킨다. 따라서, Si 함유량은 0.005∼0.15질량%, Ti 함유량은 0.005∼0.15질량%, Si와 Ti의 합계 함유량은 0.01∼0.3질량%의 범위로 한다. Si 함유량과 Ti 함유량의 하한치는 각각 0.01%가 바람직하고, 상한치는 각각 0.1질량%가 바람직하다.

상기 구리 합금은, 필요에 따라서, Zn, Mg, Mn, Al, Ag, Ni, Fe, Co, P의 1종 또는 2종 이상을 0.01∼0.3질량%의 범위에서 포함한다. 이들 원소는 구리 합금의 강도를 향상시키지만, 합계 함유량이 0.01질량% 미만이면 그 효과가 충분하지 않고, 또한 0.3질량%를 초과하면 도전율이 저하된다. 따라서, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상의 합계 함유량은 0.01∼0.3질량%로 한다.

상기 조성의 구리 합금(조)은 주괴를 균질화 처리 및 열간 압연 후, 냉간 압연, 추가로 시효 처리를 행함으로써 제조된다. 이하의 조건에서 제조한 구리 합금은 0.2% 내력이 300MPa 이상, 신도가 5% 이상, 및 우수한 굽힘 가공성을 갖는다. 또한, 고온 가열(850℃×30분) 후에, 40MPa 이상의 0.2% 내력을 갖고, 이어서 시효 처리한 후, 60MPa 이상의 0.2% 내력, 45% IACS 이상의 도전율을 갖게 된다. 또, 고온 가열(850℃×30분)에 의한 결정립의 조대화가 억제되어, 고온 가열 후의 평균 결정 입경이 50μm 이하로 억제된다.

균질화 처리는 800∼1000℃의 온도로 1∼10시간 유지하는 조건에서 행한다.

균질화 처리 후, 열간 압연을 800℃ 이상의 온도에서 개시하고, 가공률은 50∼90% 정도로 하고, 700℃ 이상으로부터 수냉 등의 방법에 의해 급냉한다.

열간 압연 후의 냉간 압연은 가공률 50∼99%에서 행한다.

시효 처리는 350∼550℃의 온도로 30분∼10시간 유지하는 조건에서 행한다.

시효 처리 후, 필요에 따라서, 가공률 5∼30%의 냉간 압연, 계속해서 변형 제거 소둔을 행해도 된다.

또한, 상기 공정의 열간 압연 후의 냉간 압연과 시효 처리 사이에, 필요에 따라서, 용체화 처리와 냉간 압연을 끼울 수 있다. 이 경우, 열간 압연 후의 냉간 압연은 가공률 50∼95%에서 행하고, 용체화 처리는 700∼900℃의 온도로 5초∼3분 유지하는 조건에서 행하고, 계속되는 냉간 압연을 가공률 50∼95%에서 행하는 것이 바람직하다.

(Cu-Cr-Zr계)

Cu-Cr-Zr계의 구리 합금의 예로서, Cr: 0.15∼0.6질량% 및 Zr: 0.005∼0.15질량%를 포함하는 구리 합금을 들 수 있다. 이 구리 합금의 기본 조성은 Cr과 Zr 이외는 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지고, 필요에 따라서 후술하는 합금 원소를 포함한다.

이 구리 합금은, 앞서 예로 든 Cu-Cr계의 구리 합금과 마찬가지로, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후에 소성 가공을 행함이 없이 시효 처리를 행한 경우, 강도와 도전율을 회복시킬 수 있지만, 그 회복량은 전술의 다른 석출 경화형 구리 합금보다 작다. 그런데도, 0.2% 내력값이 60MPa 이상, 및 도전율이 45% IACS 이상을 달성할 수 있다. 한편, Cr, Zr 등을 포함하는 석출 입자는 고온 가열에 있어서 잔존하는 것이 있고, 이것이 2차 재결정에 의한 결정립의 조대화를 억제하여, 결정립의 조대화가 억제된다. 이 때문에, 이 구리 합금은 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 후의 평균 결정 입경을 50μm 이하로 억제할 수 있다. 한편, 고온 가열 후는 급냉(수냉 등)하는 것이 바람직하다. 시효 처리는 350∼550℃의 온도 범위에서 5분∼10시간 유지하는 조건을 들 수 있다.

이 구리 합금에 있어서, Cr의 첨가 이유는 앞서 예로 든 Cu-Cr계의 구리 합금과 마찬가지이다.

Zr은 구리 합금 모상 중에 Zr-Cu 화합물로서 석출되어, 구리 합금의 강도와 도전율을 향상시킨다. 또한, Zr의 Cu에 대한 고용량은 매우 작기 때문에, 고온 가열(베이퍼 챔버의 접합 공정) 시의 결정립의 조대화를 방지할 수 있다. 그러나, Zr 함유량이 0.005질량% 미만이면 상기 효과가 적다. 한편, Zr의 함유량이 0.15질량%를 초과하면, 조대한 Zr 화합물이 발생하여, 굽힘 가공성을 저하시킨다. 따라서, Zr의 함유량은 0.005∼0.15질량%로 한다. Zr의 하한치는 바람직하게는 0.01질량%, 보다 바람직하게는 0.015질량%이다. Zr의 상한치는 바람직하게는 0.1질량%, 보다 바람직하게는 0.08질량%이다. 한편, 850℃ 이상의 온도에서 결정립의 조대화를 유효하게 방지하기 위해서는, Zr의 함유량을 0.015질량% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

상기 구리 합금은, 필요에 따라서, 하기 (a), (b)에 나타내는 합금 원소(또는 합금 원소군)의 1종 또는 2종 이상을, 고온 가열 및 시효 처리 후의 도전율을 해치지 않는 범위 내에서 포함한다. (a) Si: 0.005∼0.15질량%와 Ti: 0.005∼0.15질량%의 1종 또는 2종을 합계로 0.01∼0.3질량%, (b) Zn, Mg, Mn, Al, Ag, Ni, Fe, Co, Si, P로부터 선택하는 1종 또는 2종 이상의 원소를 합계 0.01∼0.3질량%.

상기 조성의 구리 합금(조)은, 앞서 예로 든 Cu-Cr계의 구리 합금과 마찬가지의 공정 및 조건에서 제조할 수 있고, 0.2% 내력이 300MPa 이상, 신도가 5% 이상, 및 우수한 굽힘 가공성을 갖는다. 또한, 고온 가열(850℃×30분) 후에, 40MPa 이상의 0.2% 내력을 갖고, 이어서 시효 처리한 후, 60MPa 이상의 0.2% 내력, 45% IACS 이상의 도전율을 갖게 된다. 또, 고온 가열(850℃×30분)에 의한 결정립의 조대화가 억제되어, 고온 가열 후의 평균 결정 입경이 50μm 이하로 억제된다.

실시예 1

표 1에 나타내는 구리 합금을 주조하고, 각각 앞서 설명한 제조 방법으로 두께 0.40mm의 구리 합금조를 제조했다. 표 1에 있어서, No. 1, 2는 Cu-Fe-P계, No. 3∼5는 Cu-(Ni,Co)-Si계, No. 6은 Cu-(Ni,Co)-P계, No. 7은 Cu-Cr계, No. 8은 Cu-Cr-Zr계, No. 9는 종래예의 OFC(Oxygen-Free Copper)이다.

제조한 각 구리 합금조를 공시재로서, 하기 요령으로 0.2% 내력, 신도 및 도전율을 측정했다.

제조한 각 구리 합금조로부터 채취한 판에 대해, 베이퍼 챔버의 접합 공정에 있어서의 가열에 상당하는 850℃×30분간의 가열 후 수냉했다. 수냉 후의 판을 공시재로 해서, 동일한 요령으로 0.2% 내력 및 도전율을 측정했다.

또한, 제조한 각 구리 합금조로부터 채취한 판에 대해, 베이퍼 챔버의 접합 공정에 있어서의 가열에 상당하는 850℃×30분간의 가열 후 수냉하고, 계속해서 500℃×2시간의 시효 처리(석출 경화 처리)를 실시했다. 시효 처리 후의 판을 공시재로 해서, 동일한 요령으로 0.2% 내력 및 도전율을 측정하고, 또한 하기 요령으로 평균 결정 입경을 측정했다.

이상의 결과를 표 2에 나타낸다.

(0.2% 내력, 신도의 측정)

각 공시재로부터, 길이 방향이 압연 평행 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 잘라내고, JIS-Z2241에 준거해서 인장 시험을 실시하여, 내력과 신도를 측정했다. 내력은 영구 신도 0.2%에 상당하는 인장 강도이다.

(도전율의 측정)

도전율의 측정은 JIS-H0505에 규정되어 있는 비철금속 재료 도전율 측정법에 준거하여, 더블 브릿지를 이용한 사단자법으로 행했다.

(평균 결정 입경의 측정)

공시재의 판 표면을 관찰하고, 광학 현미경으로 조직 사진을 취득했다. 평균 결정 입경의 측정은 절단법을 이용하여, 선분의 방향을 압연 방향에 평행 방향으로 하고, 1본당 길이 250μm의 선분을 조직 사진 상에 4본 긋고, 각각의 선분에 대해서 구한 결정 입도의 가산 평균을 평균 결정 입경으로 했다.

표 1, 2를 보면, 종래예의 OFC인 No. 9는, 베이퍼 챔버의 접합 공정에 상당하는 850℃×30분의 가열 후의 0.2% 내력이 38MPa이 되어, 연화가 심하다. 또한, 시효 처리에 상당하는 500℃×2시간의 가열 후의 0.2% 내력도 38MPa이어서, 0.2% 내력이 회복되어 있지 않다. 더욱이 결정립이 조대화되어 있어, 판 두께를 관통하는 입계가 존재할 가능성을 추측할 수 있다.

이에 비해, No. 1∼8은 석출 경화형 구리 합금이고, 850℃×30분의 가열에 의해 연화되었지만, 그런데도 0.2% 내력은 모두 50MPa을 초과해 있다. 또한, 500℃×2시간의 가열에 의해 0.2% 내력 및 도전율이 회복되고, 특히 0.2% 내력은 No. 9의 2배 이상의 값을 나타낸다. 결정립의 조대화도 억제되어, 평균 결정 입경은 모두 No. 9보다 작고, 특히 No. 1, 2, 7, 8은 평균 결정 입경이 현저히 작다.

실시예 2

표 1의 No. 1, 3, 6, 9에 나타내는 조성의 구리 합금을 주조하고, 각각 앞서 설명한 제조 방법으로 두께 1.0mm의 구리 합금조를 제조했다. 제조한 구리 합금조를 공시재로 하고, 하기 요령으로 고온 시의 0.2% 내력을 측정했다. 그 결과를 표 3에 나타낸다. 한편, 표 3의 No. 1A, 3A, 6A, 9A는 판 두께 1.0mm이고, 합금 조성이 각각 표 1의 No. 1, 3, 6, 9의 조성과 일치하는 구리 합금조를 의미한다.

(고온 시의 0.2% 내력의 측정)

공시재로부터 길이 방향이 압연 평행 방향이 되도록 JIS 5호 인장 시험편을 잘라내고, 표 3에 나타내는 각 온도로 30분 유지 후, 동일 온도에 있어서 JISZ2241의 규정에 준거해서 인장 시험을 행하여, 0.2% 내력을 측정했다. 시험 분위기는 Ar 기류 중으로 하여, 시험편의 산화를 방지했다.

표 3을 보면, 종래예의 No. 9A의 0.2% 내력은 700℃ 이상으로 매우 낮아져 있다. 이에 비해, 석출 경화형 구리 합금의 No. 1A, 3A, 6A의 0.2% 내력은 700℃에서 No. 9의 5배 이상, 800℃에서 No. 9의 2배 이상, 900℃에서도 No. 9보다 커서, 고온에 있어서 강도가 비교적 높고, 베이퍼 챔버의 접합 공정에 있어서의 가열로 변형되기 어렵다는 것을 알 수 있다.

본 출원은 출원일이 2016년 3월 23일인 일본 특허출원, 특원 제2016-059253호를 기초 출원으로 하는 우선권 주장을 수반한다. 특원 제2016-059253호는 참조하는 것에 의해 본 명세서에 원용된다.

2: 상판 부재
3: 하판 부재

Claims

복수의 부품에 의해 베이퍼 챔버를 조립한 후, 650℃ 이상으로 가열하는 프로세스를 거쳐 상기 부품끼리를 접합하여, 베이퍼 챔버를 제조하는 방법에 있어서,
상기 부품 중 베이퍼 챔버의 하우징체를 구성하는 부품이 석출 경화형 구리 합금으로 이루어지고,
접합 후의 베이퍼 챔버의 하우징체에 소성 가공을 가함이 없이, 상기 석출 경화형 구리 합금을 시효 처리해서 석출 경화시키는 것을 특징으로 하는 베이퍼 챔버의 제조 방법.