JP5033051B2 - 耐軟化性に優れた熱交換器用銅合金管 - Google Patents

Description

本発明は、特に、ＨＦＣ系フロンや二酸化炭素などを冷媒とした熱交換器用として好適な、耐圧破壊強度及び加工性が優れた、高強度な熱交換器用銅合金管に関するものである。

例えば、エアコンの熱交換器は、主として、ヘアピン状に曲げ加工したＵ字形銅管（以下、銅管という場合は銅合金管も含む）と、アルミニウム又はアルミニウム合金板からなるフィン（以下、アルミニウムフィンという）から構成される。より具体的には、熱交換器の伝熱部は、Ｕ字形に曲げ加工した銅管をアルミニウムフィンの貫通孔に通し、Ｕ字形銅管内に治具を挿入して拡管することにより、銅管とアルミニウムフィンとを密着させる。そして、更に、このＵ字形銅管の開放端を拡管して、この拡管開放端部に、同じくＵ字形に曲げ加工したベンド銅管を挿入し、りん銅ろう等のろう材により、ベンド銅管を銅管の拡管開放端部にろう付けすることにより接続して、熱交換器とされる。

このため、熱交換器に使用される銅管には、基本特性としての熱伝導率とともに、上記熱交換器製作時の曲げ加工性及びろう付け性が良好であることが要求される。これらの特性が良好である銅管材料として、適切な強度を有するりん脱酸銅が、これまで広く使用されている。

一方、エアコン等の熱交換器に使用する冷媒には、ＨＣＦＣ（ハイドロクロロフルオロカーボン）系フロンが広く使用されてきた。しかし、ＨＣＦＣはオゾン破壊係数が大きいことから、地球環境保護の点より、近年、その値が小さいＨＦＣ（ハイドロフルオロカーボン）系フロンが使用されるようになってきた。また、給湯器、自動車用空調機器又は自動販売機等に使用される熱交換器には、近年、自然冷媒である二酸化炭素が使用されるようになってきた。

ただ、これらＨＦＣ系フロンや二酸化炭素を新しい冷媒にして、ＨＣＦＣ系フロンと同じ伝熱性能を維持するためには、運転時の凝縮圧力を大きくする必要がある。通常、熱交換器において、これらの冷媒が使用される圧力（熱交換器の伝熱管内を流れる圧力）は、凝縮器（二酸化炭素においてはガスクーラ）において最大となる。この凝縮器やガスクーラにおいて、例えば、ＨＣＦＣ系フロンのＲ２２では１．８ＭＰａ程度の凝縮圧力である。これに対して、同じ伝熱性能を維持するためには、ＨＦＣ系フロンのＲ４１０Ａでは３ＭＰａ、また二酸化炭素冷媒では７乃至１０ＭＰａ（超臨界状態）程度の凝縮圧力が必要である。したがって、これらの新たな冷媒の運転圧力は、従来の冷媒Ｒ２２の運転圧力の１．６乃至６倍程度に増大している。

ところが、りん脱酸銅製伝熱管の場合、引張強さが小さいことから、これらの新冷媒による冷媒の運転圧力の増大に対応して、伝熱管を強化するためには、伝熱管の肉厚を厚くする必要がある。また、熱交換器の組立の際、ろう付け部は８００℃以上の温度に数秒乃至数十秒間加熱されるため、ろう付け部及びその近傍ではその他の部分に比べて結晶粒が粗大化し、軟化により強度が低下した状態となってしまう。これらのことから、新冷媒の熱交換器に、りん脱酸銅製伝熱管を用いる場合には、これまでよりも肉厚をより厚くする必要がある。したがって、ＨＦＣ系フロンや二酸化炭素の新冷媒に対して、伝熱管としてりん脱酸銅を使用すると、伝熱管の厚肉化の分だけ、熱交換器の質量が増大し、価格が上昇する。

このため、引張強さが高く、加工性が優れていて、良好な熱伝導率を有する伝熱管が、伝熱管の薄肉化のために、強く要望されるようになっている。この点、伝熱管の引張強さと肉厚との間には一定の関係がある。例えば、伝熱管内を流れる冷媒の運転圧力をＰ、伝熱管の外径をＤ、伝熱管の引張強さ（伝熱管長手方向）をσ、伝熱管の肉厚をｔ（内面溝付管の場合は底肉厚）とすると、これらの間には、Ｐ＝２×σ×ｔ／（Ｄ−０．８×ｔ）の関係がある。この式を肉厚ｔに関して整理すると、ｔ＝（Ｄ×Ｐ）／（２×σ＋０．８×Ｐ）となり、伝熱管の引張強さが大きいほど、肉厚を薄くできることがわかる。実際に伝熱管を選定する場合には、前記冷媒の運転圧力Ｐに、更に安全率Ｓ（通常２．５乃至４程度）を乗じた圧力に対して算出される引張強さ及び肉厚の伝熱管を使用する。

このような伝熱管の薄肉化の要望に応えるべく、りん脱酸銅に替えて、りん脱酸銅よりも強度が高い、Ｃｏ−Ｐ系あるいはＳｎ−Ｐ系などの銅合金管が従来から種々提案されている。例えば、Ｃｏ−Ｐ系としては、Ｃｏ：０．０２〜０．２％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｃ：１〜２０ｐｐｍを含有し、不純物の酸素を規制した、０．２％耐力と疲れ強さが優れた熱交換器用継目無銅合金管が提案されている（特許文献１参照）。

また、Ｓｎ−Ｐ系銅合金管としては、Ｓｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．００５〜０．１％を含有し、ＯやＨなどの不純物を規制し、Ｚｎを選択的に添加した組成からなり、更に平均結晶粒径が３０μｍ以下であるような、熱交換器用銅合金管が提案されている（特許文献２、３、４参照）。

一方、伝熱管の破壊強度を高めるための技術としては、Ａｌ、Ｓｉなどの合金元素を添加した熱交換器用銅合金管が提案されている（特許文献５、６参照）。更に、Ｓｎ−Ｐ系の銅合金管ではないが、Ｓｎの量が多いりん青銅の銅合金板において、板の破壊強度を高めるために、Ｘ線回折強度で規定される集合組織を規定することが公知である（特許文献７参照）。

また、銅合金の分野では、Ｓｎ−Ｐ系の銅合金ではないが、析出物による強化も公知であり、析出物を形成しやすいＣｒ、Ｔｉ、Ｚｒなどの元素を添加して析出物を形成させることが公知である（特許文献８参照）。このような析出物による強化では、この特許文献８のように、破壊の起点となって、曲げ加工性や破壊強度などを低下させる、粗大な析出物を一方で抑制することも公知である。
特開２０００−１９９０２３号公報 特許３７９４９７１号公報 特開２００４−２９２９１７号公報 特開２００６−２７４３１３号公報 特開昭６３−５０４３９号公報 特開２００３−３０１２５０号公報 特開２００４−２７３３１号公報 特開２００５−１１３２５９号公報

ところで、素材銅合金管を、前記した熱交換器の伝熱管として組み立てるためには、前記した通り、６００℃以上の高温のろう付けのための加熱工程（加熱処理）を受けることが避けられない。このため、素材銅合金管の段階で結晶粒径を予め微細化していても、この加熱処理を受けた部分の銅合金管の結晶粒径は必ず粗大化してしまう。

このような加熱処理による結晶粒径の粗大化は、この粗大化部分の伝熱管（銅合金管）強度の大幅な低下を招く。この点、添加合金元素による強化が図られている、前記Ｓｎ−Ｐ系などの高強度化された銅合金管であっても、また、前記析出物による強化であっても、やはり結晶粒径の微細化による強化に依存している部分が大きい。

このため、素材である銅合金管が幾ら高強度であっても、前記ろう付けによって結晶粒径が粗大化した伝熱管（銅合金管）としての部分の強度は、他の伝熱管部分の強度に比して、大きく低下しやすい。

従来のＳｎ−Ｐ系などの銅合金管では、前記したろう付けによる結晶粒径粗大化の強度低下（軟化）が避けられず、特に、前記した薄肉化された銅合金管では、冷媒の運転圧力による引張力によって発生する亀裂を抑制する、破壊強度を確保することが困難となる。このため、Ｓｎ−Ｐ系などの高強度化された銅合金管の場合でも、新冷媒による冷媒の運転圧力の増大に対応して、十分な破壊強度を得るためには、それなりの管肉厚が必要で、薄肉化することが難しかったのが実情である。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、特にろう付けによる軟化を抑制し、伝熱管に加わる引張力に対する伝熱管の亀裂発生を抑制した、耐軟化性に優れた熱交換器用銅合金管を提供することを目的とする。

上記目的のために、本発明耐軟化性に優れた熱交換器用銅合金管の要旨は、Ｓｎ：０．１〜３．０質量％、Ｐ：０．００５〜０．１質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、Ｓｎ：０．１〜３．０質量％、Ｐ：０．００５〜０．１質量％以下を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、二次イオン質量分析法により分析した銅合金管のＰの平均カウント数が、Ｃｕの平均カウント数に対する比（Ｐの平均カウント数／Ｃｕの平均カウント数）で０．００１２以上、前記含有するＰが銅合金管マトリックス中に固溶していることとする。

ここで、前記銅合金管が、Ｚｎ：０．０１〜１．０質量％を含有することが好ましい。また、前記銅合金管が、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｔｉ及びＡｇからなる群から選択された１種または２種以上の元素を合計で０．０７質量％未満含有することが好ましい。

本発明は、Ｓｎ−Ｐ系銅合金管の耐軟化性を優れさせるための前提として、素材銅合金管の平均結晶粒径を微細化させるとともに、Ｓｎ−Ｐ系銅合金管を高強度とする。その上で、前記したろう付けによる結晶粒径粗大化による強度低下が、伝熱管に例え生じたとしても、これを補うために、素材銅合金管の合金元素であるＰの固溶量を増しておく。

即ち、このＰの固溶強化によって、前記したろう付けによる結晶粒径粗大化の強度低下が伝熱管に生じたとしても、伝熱管の強度低下を抑制する。Ｐの固溶量は、通常のろう付けのための加熱処理によっては殆ど変化せず、素材銅合金管にてＰの固溶強化を図っておけば、伝熱管のろう付け加熱部分においても、Ｐの固溶量と固溶強化は、そのまま確保、発揮される。したがって、このＰの固溶強化によって、ろう付けによる結晶粒径粗大化の強度低下が伝熱管に生じたとしても、伝熱管に加わる引張力に対して、伝熱管の亀裂発生を抑制する、耐軟化性に優れたものとすることができる。この結果、新冷媒による冷媒の運転圧力の増大に対応して、伝熱管を強化し、伝熱管の薄肉化を可能とする。

但し、Ｐの固溶強化といっても、素材銅合金管のＰの固溶量を直接測定することは、銅合金管ならずとも、他の金属材料においても、周知の通り、かなり難しい。このため、通常は、抽出残渣法などで、Ｐの析出物量の方を測定して、Ｐ全体の含有量との差から、間接的にＰの固溶量を求めることが一般的である。

これに対して、本発明者らは、いくつかの測定の前提条件は必要ではあるものの、二次イオン質量分析法を用いれば、Ｐの固溶量を、銅合金管の厚み方向のＰ濃度として分析できることを知見した。本発明では、この知見に基づき、Ｐの固溶量を、二次イオン質量分析法による銅合金管の厚み方向のＰ濃度として規定して、Ｐの固溶量を確保し、Ｐの固溶強化を図る。

（銅合金成分組成）
以下に、先ず、本発明のＳｎ−Ｐ系銅合金管の銅合金成分組成について説明する。本発明では、銅合金の成分組成を、熱交換器用銅管としての要求特性を満たし、生産性も高いＳｎ−Ｐ系銅合金とする。熱交換器用銅管の要求特性としては、熱伝導率が高く、熱交換器製作時の曲げ加工性及びろう付け性が良好であるなどを満たす必要がある。生産性としては、シャフト炉造塊や熱間押出が可能である必要がある。

このために、本発明銅合金の成分組成は、Ｓｎ：０．１〜３．０質量％、Ｐ：０．００５〜０．１質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成とする。これに、更に、選択的に、Ｚｎ：０．０１〜１．０質量％を含有しても、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｔｉ及びＡｇからなる群から選択された１種または２種以上の元素を合計で０．０７質量％未満含有してもよい。以下に、これら銅合金成分組成の各元素の成分含有理由及び限定理由について説明する。

Ｓｎ：０．１〜３．０質量％
Ｓｎは、銅合金管の引張り強さを向上させ、結晶粒の粗大化を抑制させる効果を有し、りん脱酸銅管に比べて、管の肉厚を薄くすることが可能になる。銅合金管のＳｎ含有量が３．０質量％を超えると、鋳塊における凝固偏析が激しくなり、通常の熱間押出及び／又は加工熱処理により偏析が完全に解消しないことがあり、銅合金管の金属組織、機械的性質、曲げ加工性、ろう付け後の組織及び機械的性質が不均一となる。また、押出圧力が高くなり、Ｓｎ含有量が３．０質量％以下の銅合金と同一の押出圧力で押出成形するためには、押出温度を上げることが必要になり、それにより押出材の表面酸化が増加し、生産性の低下及び銅合金管の表面欠陥が増加する。一方、Ｓｎが０．１質量％未満であると、前記した十分な引張強さ及び細かい結晶粒径を得ることができなくなる。

Ｐ：０．００５〜０．１質量％
Ｐは、固溶強化によって、前記したろう付けによる結晶粒径粗大化の強度低下が伝熱管に生じたとしても、伝熱管の強度低下を抑制する最重要元素である。また、ＰはＳｎと同様、銅合金管の引張り強さを向上させ、結晶粒の粗大化を抑制させる効果を有し、りん脱酸銅管に比べて管の肉厚を薄くすることが可能になる。

Ｐ含有量が少なすぎると、Ｐの固溶量も少なくなり、Ｐの固溶強化によって、前記結晶粒径粗大化による伝熱管の強度低下分を補償できず、伝熱管の強度低下を抑制できなくなる。また、脱酸不足により酸素量が増加してＰの酸化物が発生し、鋳塊の健全性が低下し、銅合金管として曲げ加工性が低下する。更に、素材銅合金管の段階で、予め細かい結晶粒径を得ることができなくなる。その一方で、逆に、銅合金管のＰ含有量が多すぎると、熱間押出時に割れが生じやすくなり、応力腐食割れ感受性が高くなると共に、熱伝導率の低下が大きくなる。したがって、Ｐ含有量は０．００５〜０．１質量％の範囲とする。

Ｚｎ：０．０１乃至１．０質量％
Ｚｎを含有することにより、銅合金管の熱伝導率を大きく低下させることなく、耐軟化性、強度、耐熱性及び疲れ強さを向上させることができる。また、Ｚｎの添加により、冷間圧延、抽伸及び転造等に用いる工具の磨耗を低減させることができ、抽伸プラグ及び溝付プラグ等の寿命を延命させる効果があり、生産コストの低減に寄与する。Ｚｎの含有量が１．０質量％を超えると、管の長手方向や管円周方向の引張強さが却って低下し、耐軟化性が低下する。また、応力腐食割れ感受性が高くなる。また、Ｚｎの含有量が０．０１質量％未満であると、上述の効果が十分得られなくなる。従って、選択的に含有させる場合のＺｎの含有量は０．００１乃至１．０質量％とすることが必要である。

Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｔｉ及びＡｇからなる群から選択された１種または２種以上の元素を合計０．０７質量％未満
Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＡｇはいずれも本発明の銅合金の強度、耐軟化性や耐圧破壊強度、及び耐熱性を向上させ、結晶粒を微細化して曲げ加工性を改善する。ただ、前記元素の中から選択する１種または２種以上の元素の含有量が０．０７質量％を超えると、押出圧力が上昇するため、これらの元素を添加しないものと同一の押出力で押出を行おうとすると、熱間押出温度を上げることが必要になる。これにより、押出材の表面酸化が多くなるため、本発明の銅合金管において表面欠陥が多発し、特に薄肉化されたＳｎ−Ｐ系などの銅合金管の伝熱管としての耐軟化性を向上できない。このため、選択的に含有させる場合には、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＡｇからなる群から選択された１種または２種以上の元素を合計０．０７質量％未満とすることが望ましい。前記含有量は、０．０５質量％未満とすることがより望ましく、０．０３質量％未満とすることが更に望ましい。

不純物：
その他の元素は不純物であり、特に薄肉化されたＳｎ−Ｐ系などの銅合金管の伝熱管としての耐軟化性を向上させるために、含有量は極力少ない方が好ましい。しかし、これら不純物を低減するためのコストとの関係もあり、以下に、代表的な不純物元素の現実的な許容量（上限量）を示す。

Ｓ：
銅合金管のＳは、Ｃｕと化合物を形成して母相中に存在する。原料として用いる低品位銅地金、スクラップ等の配合割合が増加すると、Ｓの含有量が増える。Ｓは鋳塊時の鋳塊割れや熱間押出割れを助長する。また、押出材を冷間圧延したり、抽伸加工すると、Ｃｕ−Ｓ化合物が管の軸方向に伸張し、銅合金母相とＣｕ−Ｓ化合物の界面で割れが発生しやすくなる。このため、加工中の半製品及び加工後の製品において、表面疵や割れ等になりやすく、特に薄肉化されたＳｎ−Ｐ系銅合金管の伝熱管としての耐軟化性を低下させる。また、管の曲げ加工を行う際、割れ発生の起点となり、曲げ部で割れが発生する頻度が高くなる。したがって、Ｓ含有量は０．００５質量％以下、望ましくは０．００３質量％以下、更に望ましくは０．００１５質量％以下にする。Ｓ含有量を減らすためには、低品位のＣｕ地金及びスクラップの使用量を少なくし、溶解雰囲気のＳＯｘガスを低減し、適正な炉材を選定し、Ｍｇ及びＣａ等のＳと親和性が強い元素を溶湯に微量添加する等の対策が有効である。

Ａｓ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｔｅ等
Ｓ以外の不純物元素Ａｓ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｔｅ等についても同様に、鋳塊、熱間押出材、及び冷間加工材の健全性を低下させ、特に薄肉化されたＳｎ−Ｐ系などの銅合金管の伝熱管としての耐軟化性を低下させる。したがって、これらの元素の合計含有量（総量）は極力少なく、０．００１５質量％以下、望ましくは０．００１０質量％以下、更に望ましくは０．０００５質量％以下とすることが好ましい。

Ｏ：
銅合金管において、Ｏの含有量が０．００５質量％を超えると、Ｃｕ又はＳｎの酸化物が鋳塊に巻き込まれ、鋳塊の健全性が低下し、特に薄肉化されたＳｎ−Ｐ系などの銅合金管の伝熱管としての耐軟化性を低下させる。このため、Ｏの含有量は好ましくは０．００５質量％以下とすることが好ましい。曲げ加工性をより改善するには、Ｏの含有量を０．００３質量％以下とすることが望ましく、０．００１５％以下とすることが更に望ましい。

Ｈ：
溶解鋳造時に溶湯に取り込まれる水素（Ｈ）が多くなると、凝固時に固溶量が減少した水素が鋳塊の粒界に析出し、多数のピンホールを形成し、熱間押出時に割れを発生させる。また、押出後も圧延及び抽伸加工した銅合金管を焼鈍すると、焼鈍時にＨが粒界に濃縮し、これに起因して膨れが発生しやすくなり、特に薄肉化されたＳｎ−Ｐ系などの銅合金管の伝熱管としての耐軟化性を低下させる。このため、Ｈの含有量を０．０００２質量％以下とすることが好ましい。製品歩留りも含めて、耐軟化性をより向上させるには、Ｈの含有量を０．０００１質量％以下とすることが望ましい。なお、Ｈの含有量を低減するには、溶解鋳造時の原料の乾燥、溶湯被覆木炭の赤熱、溶湯と接触する雰囲気の露点の低下、りん添加前の溶湯を酸化気味にする等の対策が有効である。

次に、本発明のＳｎ−Ｐ系銅合金管組織として特徴的なＰ固溶量や、平均結晶粒径、あるいは特性（強度）について、以下に順に説明する。

ここで、これらの銅合金管のＰの固溶量、平均結晶粒径、強度は、熱交換器としての使用状態で効いてくる。このため、熱交換器としての使用状態あるいは使用状態に近い、熱交換器用の最終製品として出荷されるあるいは熱交換器に組み立てされる前の銅合金管、また、熱交換器としての組立後（熱交換器としての使用中や使用後を含む）の伝熱管の状態で規定する。したがって、本発明の各規定を満たしているか否かは、これらの状態や部分での銅合金管や伝熱管の、Ｐの固溶量、平均結晶粒径、強度を測定して判断される。

（Ｐ固溶量）
本発明では、Ｐの固溶強化を図り、伝熱管としての耐軟化性を向上させる。このために、二次イオン質量分析法により分析した、銅合金管のＰの平均カウント数が、Ｃｕの平均カウント数に対する比（Ｐの平均カウント数／Ｃｕの平均カウント数）で０．００１２以上、前記含有するＰを銅合金管マトリックス中に固溶させる。ここで、互いの平均カウント数を１×１０⁵ に規格化した場合には、１２０×１０⁵ 以上、Ｐを銅合金管マトリックス中に固溶させる。なお、前記Ｐの平均カウント数である、Ｐの固溶量の上限は、前記したＰの含有量自体と、素材銅合金管の製造方法（条件、能力）によって自ずと定まるために、特に定めない。

前記した通り、Ｐの固溶量は、通常のろう付けのための６００℃以上の加熱処理によっては殆ど変化しない。このため、素材銅合金管にて、前記Ｐの平均カウント数（Ｐの固溶量）を予め確保しておけば、伝熱管のろう付け加熱部分においても、前記Ｐの平均カウント数（Ｐの固溶量）と固溶強化は、そのまま確保、発揮される。したがって、ろう付けによる結晶粒径粗大化の強度低下が伝熱管に生じたとしても、これを補償して、特に、伝熱管に加わる引張力による亀裂発生を抑制し、耐軟化性を優れたものとすることができる。この結果、新冷媒による冷媒の運転圧力の増大に対応して、伝熱管を強化し、伝熱管の薄肉化を可能とする。

これに対して、含有するＰの銅合金管マトリックス中への固溶量が、前記Ｃｕの平均カウント数に対する比（Ｐの平均カウント数／Ｃｕの平均カウント数）で０．００１２未満（１２０×１０⁵ 未満）であれば、含有するＰの固溶量が少なすぎる。この結果、Ｐによる固溶強化が不足して、Ｐの固溶強化によって、前記結晶粒径粗大化による伝熱管の強度低下分を補償できず、伝熱管の強度低下を抑制できなくなる。

（Ｐの二次イオン質量分析法）
二次イオン質量分析法を用いれば、Ｐの固溶量を、銅合金管の厚み方向のＰ濃度（前記Ｐの平均カウント数）として分析できる。二次イオン質量分析法（分析装置）は通称ＳＩＭＳ（Secondary I on Mass Spectrometry）として知られ、半導体などの薄膜、多層膜の膜厚（厚み）方向の組成分析に用いられている。ＳＩＭＳの測定原理は、Ｃｓや酸素の１次イオンを加速して、試料表面に照射してスパッタリングし、例えば本発明のＰやＣｕなどの放出される２次イオンを検出して、四重極型質量分析計などによりＰやＣｕなどの成分（組成）分析をするものである。

したがって、このＳＩＭＳを用いて、素材銅合金管なり伝熱管なりの、表面から厚み方向に順次スパッタしてＰの濃度を分析していけば、最大で約２μｍ程度までの長さ範囲（深さ方向距離）の、管厚み方向に亙るＰやＣｕの濃度（組成）変化、分布を求めることができる。

本発明における、具体的なＳＩＭＳの測定条件は、Ｃｓ１次イオンを、加圧電圧：１４．５ｋｖ、真空度６．７×１０^-8Ｐａにて、１４．５ｋｅＶ程度に加速し、銅合金管や伝熱管の試料表面にイオンビームとして照射するものとする。測定の目安として、管の分析領域は８μｍφとし、電流２０ｎＡ、にて行う。分析深さは、管表面から０．６μｍの深さ方向距離とする。そして、管の厚み方向に亙ってほぼ一定のカウント数にて存在するＰ濃度の領域を選択しつつ、１０箇所程度測定し、その平均をＰの平均カウント数とする。Ｃｕの平均カウント数も同様にして測定する。

（ＳＩＭＳによるＰのカウント数とＰ固溶との関係）
図１に、このＳＩＭＳによる、管表面から０．６μｍの深さ方向の距離に亙る、Ｐの固溶量である、Ｐのカウント数の変化（Ｐ濃度の変化）を示す。図１において、縦軸がＰの平均カウント数のＣｕの平均カウント数に対する比（以下、Ｐ／Ｃｕの平均カウント数比とも言う）、横軸が管表面から０．６μｍの深さ方向距離を示す。横軸はＳｉでのスパッタレイトから換算して算出した。ここで、Ｐ、Ｃｕの平均カウント数とは、横軸の各深さ位置における各Ｐ、Ｃｕのカウント数を平均化したものである。

図１の黒丸は後述する実施例表２の発明例１、白丸は発明例５を各々示す。例えば、発明例１のＰの平均カウント数のＣｕの平均カウント数に対する比（Ｐ／Ｃｕの平均カウント数比）は、表２にも示す通り、０．００１２以上の０．００３６５で、Ｃｕのカウント数を１×１０⁵ に規格化した場合は１２０以上の３６５である。ここで、特徴的には、図１の横軸の各深さ位置における各Ｐのカウント数（Ｐ／Ｃｕ平均カウント数比）は、一定（安定）しており、殆ど変化していない。これはＣｕとともに、Ｐの管の深さ方向のカウント数が一定（安定）であることを示している。

そして、このカウント数の一定性（安定性）が、このＳＩＭＳによるＰのカウント数として測定されるＰ濃度が、Ｐの固溶量を示すことを裏付けている。即ち、この測定している深さ方向に亙って、仮にＰの析出物が存在し、これをＳＩＭＳにて検出した場合には、必ず、このカウント数（Ｐの濃度）は、その位置で急増し、Ｐの析出物存在位置において極大値（ピーク値）を示すはずである。言い換えると、Ｐの析出物が存在する場合には、各深さ位置における各Ｐのカウント数が、一定（安定）で殆ど変化していない上記Ｐのカウント数に比して、明らかに（容易に判別できる形で）大きく変化する。

勿論、管におけるＰの固溶、析出を、代表して再現性良く判別するためには、それなりに、最小で１０個程度の測定部位を変えた測定数（試料のＮ数）が必要である。しかし、Ｐの固溶に有利なことに、Ｓｎ−Ｐ系銅合金管では、ＳｎとＰともに、析出物を形成しにくい元素である。このことも、Ｓｎ−Ｐ系銅合金管では、前記管の厚み方向に亙ってほぼ一定のカウント数にて存在するＰ濃度が、Ｐの析出物ではなく、Ｐの固溶量を示すことを裏付けている。とは言え、Ｓｎ−Ｐ系銅合金管でも、Ｐの析出物が皆無とは言えず、数は少ないものの、必ず存在する。このために、確率的には低いものの、これらのＰの析出物をＳＩＭＳにて検出して、Ｐ固溶量測定の外乱となる可能性もある。このためには、固溶しているＰのみをカウントするように、管の厚み方向に亙ってほぼ一定（略一定）のカウント数にて存在する領域、即ち、管の厚み方向に亙ってＰの析出物が存在しない領域における、Ｐの平均カウント数によって、Ｐの固溶量（Ｐ／Ｃｕの平均カウント数比）を測定することが好ましい。

（析出物）
前記した通り、Ｓｎ−Ｐ系銅合金管でも、数は少ないものの、不純物であるＦｅなどと必ずＰの晶析出物を生成する。そして、これら存在するＰの晶析出物が粗大化した場合には、数は少なくても、やはり破壊の起点となって、耐軟化性や加工性などを低下させる可能性があるため、析出物のサイズは、重心直径で３μｍ以下であることが望ましい。また、Ｐの晶析出物が増加すると、Ｐの固溶量が確保できない場合がある。これら析出物は、ＳＥＭまたは、ＴＥＭにより確認できる。

但し、このような粗大析出物規定は、前記特許文献８のような、析出物による強化に伴う、析出物の粗大化防止規定ではない。本発明は、前記した通り、あくまでＰによる固溶強化であり、このＰ固溶強化に伴う、残余の析出物の粗大化防止であり、前提となるＰによる強化機構が全く異なる。本発明のＳｎ−Ｐ系銅合金管では、前記した通り、ＳｎとＰともに析出物を形成しにくい元素であり、析出物が形成されていても、その数は、前記特許文献８のような析出物強化に比して極端に少なく、前記した破壊の起点とはなっても、析出物強化に寄与しているとはとても言えない。

（平均結晶粒径）
本発明銅合金管では平均結晶粒径が３０μｍ以下であることとする。厚みが比較的厚い場合には、結晶粒径は耐軟化性にあまり影響ない。しかし、軽量化、薄肉化の要求により、伝熱管の厚みが特に１．０ｍｍ以下に薄肉化された場合には、この結晶粒径の大きさの耐軟化性への影響が著しく大きくなる。

即ち、結晶粒径微細化による強化は、銅合金管が薄肉なほど効果が大きく、平均結晶粒径が大き過ぎると、伝熱管に加わる引張力によって亀裂が発生する際の「ひずみの集中」を避けることができず、伝熱管に亀裂が生じやすくなる。このため、運転圧力が高いＨＦＣ系フロン冷媒及び炭酸ガス冷媒用の熱交換器に銅合金管を使用したときに信頼性が低下する。

また、銅合金管が熱交換器に加工されたとき、ろう付けによる熱影響を受けて、伝熱管の加熱された部分の結晶粒径は必ず粗大化する。これに対して、予め銅合金管の平均結晶粒径を３０μｍ以下に微細化させていないと、粗大化によって平均結晶粒径が１００μｍを超える可能性が高くなるり、ろう付け部において耐圧強度の低下が大きくなる。これらの結果、素材銅合金管の結晶粒径が粗大な場合、上記Ｐの固溶強化を幾ら行っても、伝熱管の耐軟化性を向上させることが困難となる。更に、結晶粒径が粗大化すると、銅合金管をエアコン等の熱交換器に組み込む際に曲げ加工したときに、曲げ部に割れが発生しやすくなる問題も生じる。

このように、本発明では、この結晶粒径粗大化部分の強度低下を、Ｐの固溶強化によって補償し、伝熱管の強度低下を抑制するためにも、素材銅合金管の平均結晶粒径は上記３０μｍ以下に微細化させる。また、このように、素材銅合金管の平均結晶粒径を微細化させておくと、ろう付けによる熱影響を受け結晶粒径が粗大化しない伝熱管部分では、前記結晶粒微細化効果およびＰの固溶強化の複合効果によって耐軟化性が向上する。

本発明で言う結晶粒径とは、銅合金管や伝熱管組織における、結晶粒の最大径である。この結晶粒径は、銅合金管や伝熱管を０．０５〜０．１ｍｍ機械研磨した後電解エッチングした表面を、光学顕微鏡を用いて観察する。そして、銅合金管や伝熱管の長手方向（軸方向）に平行の面について、ＪＩＳ Ｈ０５０１に定められた切断法（ラインインターセプト法）により、顕微鏡倍率は５００倍として、銅合金管の肉厚方向の平均結晶粒径を測定する。

この際、1 測定ライン長さは０．２ｍｍとし、1 視野当たり各３本で合計５視野を観察することにより、全測定ライン長さを０．２ｍｍ×１５の３ｍｍとする。この平均結晶粒径は、これを銅合金管の長手方向の任意の１０箇所で測定した結果を平均し、平均結晶粒径（μｍ）とする。

（引張強さ）
本発明銅合金管では管長手方向（管軸方向）の引張強さσLを２５０ＭＰａ以上の高強度とする。銅合金管の厚みが肉厚１．０ｍｍ以下で、０．８ｍｍ程度に薄肉化された際に、前記新冷媒使用時の耐軟化性（破壊強度、耐圧強度）を得るためには、前提として、２５０ＭＰａ以上の高強度化が必要である。また、銅合金管の強度が低いと、エアコン等の熱交換器に組み込んだときのろう付け後に低下する強度も十分に保証できない。

但し、幾ら銅合金管を高強度化しても、上記結晶粒微細化効果およびＰの固溶強化を行わなければ、却って、管円周方向の引張強さσTと伸びδとの互いのバランスが悪くなる。このため、特に薄肉化されたＳｎ−Ｐ系などの銅合金管の伝熱管としての耐軟化性を向上できない場合が生じる。

（銅合金管の製造方法）
次に、本発明銅合金管の製造方法について、平滑管の場合を例として以下に説明する。本発明の銅合金管は、工程自体は常法により製造可能であるが、銅合金管の組織を前記した本発明規定内とするために必要な特別な条件もある。

先ず、原料の電気銅を木炭被覆の状態で溶解し、銅が溶解した後、Ｓｎ及びＺｎを所定量添加し、更に、脱酸を兼ねてＣｕ−１５質量％Ｐ中間合金としてＰを添加する。このとき、Ｓｎ及びＣｕ−Ｐ母合金の替わりに、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐの母合金を使用することもできる。成分調整が終了した後、半連続鋳造により所定の寸法のビレットを作製する。

（ビレットの冷却速度）
この際、前記半連続鋳造において、引き抜かれるビレット（鋳塊）の冷却速度を０．５℃／秒以上と比較的速くする。このビレットの冷却速度が遅いと、Ｐの晶析出物が増して、かつ粗大化する可能性が高い。このため、Ｐの固溶量も少なくなる。したがって、二次イオン質量分析法により分析した銅合金管のＰのカウント数が、Ｃｕに対して０．００１２以上、マトリックス中に固溶させることができなくなる可能性が高い。

得られたビレットは加熱炉で加熱し、均質化処理を行なう。なお、熱間押出前に、ビレットを７５０乃至９５０℃に１分乃至２時間程度保持して均質化による偏析改善を行うことが望ましい。

その後、ビレットにピアシングによる穿孔加工を行い、７５０乃至９５０℃で熱間押出を行う。本発明の銅合金管を製造するには、Ｓｎの偏析解消及び製品管における組織の結晶粒径微細化が前提として必要であるが、そのためには熱間押出による断面減少率（［穿孔されたビレットのドーナツ状の面積−熱間押出後の素管の断面積］／［穿孔されたビレットのドーナツ状の面積］×１００％）を８８％以上、望ましくは９３％以上とする。

（熱間押出後の急冷）
更に、熱間押出後の素管を水冷等の方法により、表面温度が３００℃になるまでの冷却速度が１０℃／秒以上、望ましくは１５℃／秒以上、更に望ましくは２０℃／秒以上となるように急冷することが好ましい。熱間押出後の素管冷却速度が遅いと、Ｐの析出物が増して、かつ粗大化する可能性が高い。このため、前記粗大な析出物規定やＰ固溶量規定を満足できなくなる可能性が高い。

次に、押出素管に圧延加工を行ない、外径と肉厚を低減させる。このときの加工率を断面減少率で９２％以下とすることにより、圧延時の製品不良を低減できる。また、圧延素管に抽伸加工を行なって所定の寸法の素管を製造する。通常、抽伸加工は複数台の抽伸機を用いて行うが、各抽伸機による加工率（断面減少率）は３５％以下にすることにより、素管における表面欠陥及び内部割れを低減できる。

（最終焼鈍処理）
その後、需要家において管に曲げ加工を行う場合及び抽伸管を使用して内面溝付管を製造する場合等には、抽伸管に最終の焼鈍処理を行い、調質種別でＯ材とする。本発明の銅合金管を連続的に焼鈍するには、銅管コイル等の焼鈍に通常使用されるローラーハース炉、又は高周波誘導コイルに通電しながら銅管を前記コイルに通す高周波誘導コイルによる加熱を利用することができる。

ローラーハース炉によって本発明の銅合金管を製造するには、抽伸管の実体温度が４００乃至７００℃となり、その温度で抽伸管が１分乃至１２０分間程度加熱されるように焼鈍することが望ましい。

抽伸管の実体温度が４００℃より低いと完全な再結晶組織にならず(繊維状の加工組織が残存)、需要家における曲げ加工及び内面溝付管の加工が困難になる。また、７００℃を超える温度では、結晶粒が粗大化し、管の曲げ加工性が却って低下し、また内面溝付加工においては管の引張り強さが低下してしまう。このため、管長手方向の伸びが大きく、管内面のフィンを正しい形状に形成することが難しくなる。したがって、抽伸管の実体温度が４００乃至７００℃の範囲で焼鈍することが望ましい。

また、この温度範囲における加熱時間が１分より短いと、完全な再結晶組織にならないため、前述の問題が発生する。また、１２０分を超えて焼鈍を行っても、結晶粒径に変化がなく、焼鈍の効果は飽和してしまうため、前記温度範囲における加熱時間は１分乃至１２０分が適当である。

（最終焼鈍時の昇温速度）
ここで、銅合金管の結晶粒を粗大化させないためには、炉や加熱のタイプにかかわらず、室温から所定温度までの平均昇温速度が速いほうが望ましい。昇温速度が５℃／分より遅いと、同じ温度に加熱しても結晶粒が粗大化しやすく、耐圧耐軟化性及び曲げ加工性の点から望ましくないと共に、生産性を阻害することになる。従って、室温から所定温度までの平均昇温速度は５℃／分以上、より望ましくは１０℃／分以上が好ましい。

（最終焼鈍後の急冷）
更に、これらの最終焼鈍後の冷却速度が遅いと、炉や加熱のタイプにかかわらず、Ｐの析出物が増して、かつ粗大化する可能性が高い。このため、前記粗大な析出物規定やＰ固溶量規定を満足できなくなる可能性が高い。したがって、これらの最終焼鈍後の冷却速度は１．０℃／分以上、好ましくは５．０℃／分以上、より好ましくは２０．０℃／分以上と、できるだけ速くする。

以上が平滑管の製造方法であるが、このように焼鈍した平滑管に、必要に応じて各種加工率の抽伸加工を行い、引張り強さを向上させた加工管としてもよい。また、内面溝付管の場合は、焼鈍した平滑管に溝付転造加工を行う。このようにして、内面溝付管を製造した後、通常更に焼鈍を行う。また、このように焼鈍した内面溝付に、必要に応じて軽加工率の抽伸加工を行い、引張り強さを向上させてもよい。

以下、本発明の実施例について説明する。合金元素量の成分組成や製造条件を各々変えて、Ｐ固溶量、結晶粒径などの組織を種々変えたＳｎ−Ｐ系銅合金管（平滑管）を製造した。これら銅合金管の平均結晶粒径、Ｐ固溶量などの組織、機械的な性質を調査するとともに、耐軟化性として破壊強度を測定、評価した。これらの結果を表１、２に示す。

（平滑管の製造条件）
（ａ）電気銅を原料として、溶湯中に所定のＳｎを添加し、更に必要に応じて、Ｚｎを添加した後、Ｃｕ−Ｐ母合金を添加することにより、所定組成の溶湯を作製した。これら溶製した銅合金の成分組成を、銅合金管の成分組成として、表１に示す。
（ｂ）鋳造温度１２００℃で、直径３００ｍｍ×長さ６５００ｍｍの鋳塊を半連続鋳造する際の、鋳造ビレットの冷却速度を変え、得られた鋳造ビレットから、長さ４５０ｍｍの短尺ビレットを切り出した。これらの鋳造ビレットの冷却速度を表２に示す。
（ｃ）この短尺ビレットをビレットヒーターで６５０℃に加熱した後、加熱炉（インダクションヒーター）で９５０℃に加熱し、９５０℃に到達した後２分経過後、加熱炉から取り出し、熱間押出機で、ビレット中心に直径８０ｍｍのピアシング加工を施した。その後、直ちに（遅滞なく）、同じ熱間押出機で、外径９６ｍｍ、肉厚９．５ｍｍの押出素管を作製した（断面減少率：９６．６％）。この熱間押出後の押出素管の３００℃までの平均冷却速度は４０℃／秒とした。
（ｄ）この際、各例とも共通して、熱間押出後の押出素管を、できるだけ加工組織が少ない再結晶組織とするために、加熱炉取り出しから熱間押出完了（水冷等の冷却後）までの所要時間を、共通して５．０分以下の短時間で行った。
（ｅ）この押出素管を圧延して、外径３５ｍｍ、肉厚２．３ｍｍの圧延素管を作製し、圧延素管を、１回の抽伸工程における断面減少率が３５％以下になるように、引き抜き抽伸加工を繰り返し、最終焼鈍して、外径９．５２ｍｍ、肉厚０．８０ｍｍの銅合金管−Ｏ材を得た。
（ｆ）最終焼鈍は、焼鈍炉にて、還元性ガス雰囲気中で、前記抽伸管を４５０乃至６３０℃に加熱し（平均昇温速度１２℃／分）、この温度に３０乃至１２０分保持し、冷却帯を通過させて室温まで急冷し、供試材とした。
（ｇ）この際、発明例は、これら最終焼鈍後の冷却速度は１℃／分以上のできるだけ速い冷却速度とした。各例の最終焼鈍後の冷却速度を表２に示す。

これら製造した銅合金管（外径９．５２ｍｍ、肉厚０．８０ｍｍ、Ｏ材）の平均結晶粒径、Ｐ固溶量、機械的な性質、破壊強度などの特性を表３に示す。なお、前記表１において、発明例、比較例の各例ともに、共通して、銅合金管のＳ含有量は０．００５質量％以下、Ａｓ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｔｅの合計含有量（総量）は０．０００５質量％以下、Ｏの含有量は０．００３質量％以下、Ｈの含有量は０．０００１質量％以下であった。

（引張試験）
管の長手方向と円周方向の引張強さは、前記製造した銅合金管を管長手方向に切れ目を入れて切り開き平らにした後に、長手方向から試験片を切り出し、長さ２９０ｍｍ、幅１０ｍｍの引張試験片を作成して、その試験片をインストロン社製5566型精密万能試験機にて管長手方向の引張強さσLと伸びとを測定した。なお、引張試験片は管を切り開いて平らにして引張強さを測定したが、円管と管を切り開いて平らにした材料の断面部分の硬度測定を行ったが同じ値を示し、管を切り開くことによる引張強さへの影響はないものと判断した。

（組織）
Ｐ固溶量は、前記した二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）の測定条件により、管の厚み方向に亙ってほぼ一定のカウント数にて存在するＰ濃度の領域における、前記したＰ／Ｃｕ平均カウント数比にて測定した。また、銅合金管の肉厚方向の平均結晶粒径（μｍ）も、前記した切断法により測定した。

（耐軟化性）
前記製造した銅合金管から５００ｍｍの長さの銅合金管を試験用に採取して、銅合金管の一方の端部を金属製治具（ボルト）にて耐圧的に閉塞した。そして、もう一方の開放側端部から、ポンプにて管内に負荷される水圧を徐々に高めていき（昇圧速度：１．５ＭＰａ／秒程度）、完全に管が破裂する際の水圧（ＭＰａ）を、ブルドン管式圧力計で読み取り、伝熱管の破壊強度（耐圧強度、耐圧性能、破壊圧力）とした。この試験を同一銅合金管に対して５回（試験管５個に対して）行い、各水圧（ＭＰａ）の平均値を破壊強度とし、耐軟化性を評価した。

（加熱後の銅合金管特性）
また、銅合金管が熱交換器用伝熱管として、ろう付けされることを模擬して、前記製造した銅合金管から試験用に採取した５００ｍｍの長さの銅合金管を８００℃に１０分間加熱した後の、平均結晶粒径、引張強さσL、破壊強度を、前記した同じ要領にて測定した。

表１、２に示すように、発明例１〜１４は、本発明範囲内の銅合金管成分組成を有し、好ましい製造条件範囲内で製造されている。この結果、発明例は、銅合金管の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、二次イオン質量分析法により分析した銅合金管のＰの固溶量（Ｐ／Ｃｕの平均カウント数比）が０．００１２以上、マトリックス中に固溶している。

この結果、発明例は、銅合金管の長手方向の引張強さσLが２５０ＭＰａ以上であり、この引張強さと伸びのバランスにも優れ、また耐軟化性（破壊強度）に優れている。また、重要なことには、発明例は、表２に示すように、銅合金管が加熱されて平均結晶粒径が粗大化しても、加熱前の特性に比して、銅合金管の引張強さσLや耐軟化性の大幅な低下を招いてはいない。この事実は、発明例では、Ｐの固溶強化によって、結晶粒径粗大化による銅合金管（伝熱管）の強度低下分を補償しており、伝熱管の強度低下を抑制できていることを示している。

これら発明例の耐軟化性能は、ろう付けなどの加熱後であっても、前記したＨＦＣ系フロンＲ４１０Ａや二酸化炭素冷媒などの運転圧力、即ち、従来の冷媒Ｒ２２の運転圧力の１．６乃至６倍程度の新たな冷媒の運転圧力に、薄肉化されても耐用可能であることを示している。

これに対し、比較例１９、２０、２１は、本発明範囲内の銅合金管成分組成を有しているものの、比較例１９は鋳造ビレット冷却速度が０．５℃／秒未満と遅すぎる。比較例２０は熱間押出後の冷却速度が１０℃／秒未満と遅過ぎる。比較例２１は最終焼鈍冷却速度が１．０℃ ／分未満と遅過ぎる。この結果、これら比較例は、銅合金管の平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、管の長手方向の引張強さσLが２５０ＭＰａ以上であるものの、Ｐの固溶量（Ｐ／Ｃｕの平均カウント数比）が少なすぎる。この結果、これら比較例は、上記発明例に比して、耐軟化性に劣る。

また、重要なことには、これらＰ固溶量が少なすぎる比較例は、表２に示すように、銅合金管が加熱されて平均結晶粒径が粗大化すると、加熱前の特性に比して、銅合金管の引張強さσLや耐軟化性（破壊強度）が大幅に低下している。この事実は、比較例では、Ｐによる固溶強化が不足して、前記結晶粒径粗大化による伝熱管の強度低下分を補償できていないことを示している。

比較例１５、１７は、Ｓｎ、Ｐの各含有量が下限未満と少なすぎる。このため、前記好ましい製造条件範囲内で製造されているものの、Ｓｎ含有量や、Ｐ固溶量が少なすぎ、耐軟化性が劣る。また、Ｐ固溶量が少なすぎる比較例１７は、銅合金管が加熱されて平均結晶粒径が粗大化すると、加熱前の特性に比して、銅合金管の引張強さσLや耐軟化性（破壊強度）が大幅に低下している。この事実も、比較例では、Ｐによる固溶強化が不足して、前記結晶粒径粗大化による伝熱管の強度低下分を補償できていないことを示している。したがって、これらのＰ固溶量が少なすぎる比較例は、前記発明例がＰの固溶強化によって結晶粒径粗大化による銅合金管の強度低下分を補償していることを裏付けている。

比較例１６、１８は、Ｓｎ、Ｐの各含有量が上限を超えて多すぎる。このため、比較例１６は、鋳塊における凝固偏析が激しく、銅合金管への熱間押出をしなかった。また、比較例１８は、熱間押出時に割れ（熱間割れ）が生じて、銅合金管への熱間押出を中止した。したがって、これらは銅合金管の組織や特性の調査ができなかった。

比較例２１はＺｎの含有量が上限を超えて多すぎる。このため、前記好ましい製造条件範囲内で製造され、Ｐ固溶量が発明範囲内であるものの、銅合金管の長手方向の引張強さが発明例に比して劣り、耐軟化性にも劣る。また、腐食促進試験にて応力腐食割れを生じたため、実用的ではない。

以上の結果から、新たな冷媒の高い運転圧力に薄肉化されても耐用可能である、耐軟化性に優れた銅合金管を得るための、本発明の成分組成、Ｐ固溶量、平均結晶粒径などの組織の規定、更には、この組織を得るための好ましい製造条件の意義が裏付けられる。

本発明の銅合金管は、新たな冷媒の高い運転圧力に、１．０ｍｍ以下に薄肉化されても耐用可能である、耐軟化性に優れている。このため、二酸化炭素及びＨＦＣ系フロン等の新しい冷媒を使用する熱交換器の伝熱管（平滑管及び内面溝付管）、前記熱交換器の蒸発器と凝縮器を接続する冷媒配管又は機内配管に使用することができる。また、本発明の銅合金管はろう付け加熱後も優れた耐圧破壊強度を有するため、ろう付け部を有する伝熱管、水配管、灯油配管、ヒートパイプ、四方弁及びコントロール銅管等に使用することができる。

銅合金管表面から深さ方向距離に亙る、Ｐの固溶量であるＳＩＭＳによるＰのカウント数の変化（Ｐ濃度の変化）を示す説明図である。

Claims (3)

1. Ｓｎ：０．１〜３．０質量％、Ｐ：０．００５〜０．１質量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が３０μｍ以下であり、二次イオン質量分析法により分析した銅合金管のＰの平均カウント数が、Ｃｕの平均カウント数に対する比（Ｐの平均カウント数／Ｃｕの平均カウント数）で０．００１２以上、前記含有するＰが銅合金管マトリックス中に固溶していることを特徴とする、耐軟化性に優れた熱交換器用銅合金管。
2. 前記銅合金管が、更に、Ｚｎ：０．０１〜１．０質量％を含有する請求項１に記載の耐軟化性に優れた熱交換器用銅合金管。
3. 前記銅合金管が、更に、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｔｉ及びＡｇからなる群から選択された１種または２種以上の元素を合計で０．０７質量％未満含有する請求項１または２に記載の耐軟化性に優れた熱交換器用銅合金管。

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