JPH05311294A - 熱交換器用銅基合金およびその製造法 - Google Patents
熱交換器用銅基合金およびその製造法Info
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Abstract
高信頼化という近時の業界要請に応え得る熱交換器用銅
基合金およびその製造方法の提供。 【構成】 重量%において、Zn:14.8%、Ni:0.75
%、Sn:0.84%、P:0.05%、B: 0.005%、Niと
Snとの合計が1.59%、Ni/Pの重量百分率の比率が
15.0、残部がCuおよび不可避的不純物からなる結晶粒
度 0.025mmの銅基合金は、引張強さ36.4kgf/mm2 、伸び
39.5%、エリクセン値14.0mmの諸特性を示し、アンモニ
ア蒸気中および劣化L.L.C.中における耐応力腐食
割れ性が良好であり、熱交換器の構成材料として好適で
ある。
Description
ど各種工業用や家庭用の熱交換器の構成材料として用い
られる好適かつ信頼性に富む熱交換器用銅基合金および
その製造法に関する。
タあるいは各種工業用または家庭用熱交換器などに用い
られてきた。自動車用ラジエータの場合、これを構成す
るタンク、プレート、チューブおよびフィン用材として
主に用いられており、特にタンク、プレートおよびチュ
ーブについては、黄銅1種または黄銅2種といった強度
と成形加工性に優れる軟質な銅基合金が用いられてい
た。
化が強く望まれるようになり、自動車の個々の部品につ
いての軽量化および高信頼化が図られるようになった。
しかしながら、上記自動車用ラジエータに用いられてい
る黄銅1種または黄銅2種といった黄銅材は、脱亜鉛腐
食を起こしたり、応力腐食割れを起こしたりすることが
あるため、信頼性の面で問題があった。また軽量化に対
しては、必要とする成形加工性を満足した上で、さらに
強度向上が強く求められてきた。
ータに起こる脱亜鉛腐食や応力腐食割れは、次に挙げる
事由によるものと考えられる。通常、ラジエータは空気
により強制的に冷却するところから、空気中のSO2 、
NOx およびCl2 ガスなどにより腐食が生じる。ま
た、エンジンルーム内への融雪材(NaCl等)の追入
や水分の追入により、腐食しやすい環境がつくられてい
る。さらに、ラジエータ内部には冷却媒体が還流してお
り、長期間にわたって使用していると、腐食生成物や汚
れが発生し、これらの発生および蓄積によって生じる通
気差電池や、還流している液体による衝撃腐食などによ
って脱亜鉛腐食、粒界腐食または孔食等が内側から生じ
ることなどからラジエータの寿命を低下させていた。
イフクーラント液(L.L.C.)は、液中に含まれて
いる防錆剤濃度の低下や、溶出した金属イオンによる腐
食のため、交換頻度を高くする必要があった。さらにま
た、ラジエータ各部は、成形加工による残留応力や、組
立時におけるかしめ等の応力が、腐食環境とあいまって
応力腐食割れを生じてしまい、液漏れ等の重大な欠陥を
引き起こすことがあった。
技術の問題点を解決し、耐応力腐食割れ性などの耐食性
に優れ、かつ、強度、耐力、成形加工性および半田付け
性に優れた安価な熱交換器用銅基合金およびその製造方
法を提供することを目的としている。
を解決するため鋭意研究したところ、従来の黄銅材に含
まれるZn成分を規制すると共に、Ni、SnおよびP
を規制した割合で適量添加し、さらにBを適量添加する
ことにより、黄銅の耐食性、特に耐応力腐食割れ性を大
幅に改善し、併せて強度や耐力、成形加工性などの特性
を向上させ得ることを見い出し、本発明を達成すること
ができた。
て、Zn: 8〜25%、Ni: 0.1〜1.5 %、Sn: 0.1
〜 1.2%、P: 0.001〜0.10%、B: 0.001〜0.06%で
あり、かつ上記Niの重量%とSnの重量%との合計が
0.4〜 2.5重量%、およびNi/Pの重量百分率の比率
が 5〜50の範囲であり、残部がCuおよび不可避的不純
物からなる熱交換器用銅基合金を提供するものである。
度が 0.005〜0.030mm の合金として得ることが可能であ
り、この条件が満たされるときは熱交換器用銅基合金と
してさらに好ましいものとなる。また、引張強さが35kg
f/mm2 以上の合金として得ることが可能である。さらに
また、エリクセン値が10mm以上の合金として得ることが
可能である。
8〜25%、Ni: 0.1〜1.5 %、Sn: 0.1〜 1.2%、
P: 0.001〜0.10%、B: 0.001〜0.06%であり、かつ
上記Niの重量%とSnの重量%との合計が 0.4〜 2.5
重量%、およびNi/Pの重量百分率の比率が 5〜50の
範囲であり、残部がCuおよび不可避的不純物からなる
合金材料を再結晶化し、この再結晶の最終焼鈍後、 1〜
15%の板厚減少率で冷間圧延し、 100〜 400℃の温度で
5〜 600秒間低温焼鈍を行うことを特徴とする熱交換器
用銅基合金の製造法を提供するものである。
に説明する。
部の耐熱密着性を向上させる効果を有しており、これら
の効果は、重量%においてZn含有量が 8%未満では充
分でなく、25%を超えるとNi、Sn、P存在下であっ
ても脱亜鉛腐食や応力腐食割れを起こしやすくなってし
まう。(また、Ni、Sn、Pの存在下でZn含有量が
25%を超えると熱間圧延時にサイド割れを生じやすくな
る。)そのため、本発明におけるZnの含有量は 8〜25
重量%の範囲とした。
腐食割れ性を向上させる効果を有しており、これらの効
果は、重量%においてNi含有量が 0.1%未満では充分
でなく、 1.5%を超えると加工性が悪くなってしまう。
そのため、本発明におけるNiの含有量は 0.1〜1.5 重
量%の範囲とした。
力腐食割れ性を向上させる効果を有しており、これらの
効果は、重量%においてSn含有量が 0.1%未満では充
分でなく、 1.2%を超えると熱間加工性が悪化してしま
う。そのため、本発明におけるSnの含有量は 0.1〜
1.2重量%の範囲とした。
化したL.L.C.(実際に自動車に使用して劣化した
L.L.C.を回収したもので、防錆剤が減少している
と共に、溶出金属の量が顕著である)中での耐応力腐食
割れ性を向上させる効果を示すようになるが、この効果
は、重量%においてNiとSnとの合計量が 0.4%未満
では充分でなく、 2.5%を超えると熱間および冷間加工
性が悪くなってしまう。そのため、本発明においてはN
iの含有量とSnの含有量との合計を 0.4〜 2.5重量%
の範囲とした。
耐力を向上させる効果を有しており、これらの効果は、
重量%においてP含有量が 0.001%未満では充分でな
く、0.10%を超えると応力腐食割れを起こしやすくな
り、また、熱間加工性も低下する。そのため、本発明に
おけるPの含有量は 0.001〜0.10重量%の範囲とした。
−P系化合物が形成され、強度、耐力、耐熱性および耐
応力腐食割れ性が向上する他、再結晶化時における結晶
粒の微細化に寄与するようになるが、これらの効果を最
も有効に引き出すことができるNi/Pの重量百分率の
比率は 5〜50の範囲であることが確認されている。
の間には密接な関係があり、Zn含有量が低下すると、
脱亜鉛腐食や応力腐食割れの感受性は低下するが、強度
不足になるためNi、SnおよびP含有量を多くしなけ
ればならない。しかしながら、Ni、SnおよびP含有
量を多くすると、鋳造時の湯流れ性の低下、熱間および
冷間加工時の変形抵抗の増大や変形能の低下、または熱
処理時の被膜形成等が起こるため、製造上不利となって
しまう。したがって、Ni、SnおよびP量が最も少な
く(Ni: 0.1〜 1.5重量%、Sn: 0.1〜 1.2重量%
およびP: 0.001〜0.10重量%、かつNiとSnとの重
量%の合計が 0.4〜 2.5重量%、およびNiの重量%に
対するPの重量%の比率が 5〜50の範囲)、かつ特性を
満足するZn量( 8〜25重量%)が最適含有量なのであ
る。
酸効果、再結晶時の結晶粒微細化に寄与するだけでな
く、劣化L.L.C.中における耐応力腐食割れ性を大
きく向上させる効果を有しており、この効果は、重量%
において 0.001 %未満では充分でなく、0.06%を超える
と熱間および冷間加工性が低下し、かつ経済的に不利と
なる。そのため、本発明におけるBの含有量は 0.001〜
0.06重量%の範囲とした。
食割れ性が向上するが、逆に深絞り、張出し成形加工性
が低下してしまうため0.005mm 以上が望ましい。しかし
ながら、結晶粒度が 0.030mmを超えると強度および耐応
力腐食割れ性が著しく低下し、成形加工後の肌荒れが起
こりやすくなってしまう。そのため、本発明における結
晶粒度は 0.005〜 0.030mmの範囲とした。
薄肉化に対応するためには、引張強さ35kgf/mm2 以上、
エリクセン値10mm以上であることが必要であり、近時の
軽量化の要求に対しては、引張強さ36kgf/mm2 以上、エ
リクセン値11mm以上であることが好ましい。また、ラジ
エータの軽量化を達成するためには、強度と成形加工性
が共に良くなるようにする必要がある。なお、前述した
耐食性の向上は、薄肉化を可能とするものである。
銅基合金は、Ni−P化合物の形成、固溶Niおよび固
溶Snの効果によって結晶粒界におけるZnおよび不純
物の偏析を抑制することにより、耐応力腐食割れ性の大
幅な向上を図っている。そのため、近時のラジエータの
タンク、プレート、フィンに要求される諸特性を具備し
た材料とすることができる。また、上記諸特性は、鋳片
から熱間圧延工程と冷間圧延工程を経て所望の板厚にま
で加工する際の製造条件を適切にコントロールすること
により、有利に発現させることができる。以下に本発明
の銅基合金の製造法の詳細を説明する。
Ni: 0.1〜1.5 %、Sn: 0.1〜1.2%、P: 0.001
〜0.10%、B: 0.001〜0.06%であり、かつ上記Niの
重量%とSnの重量%との合計が 0.4〜 2.5重量%、お
よびNi/Pの重量百分率の比率が 5〜50の範囲であ
り、残部がCuおよび不可避的不純物からなる合金材料
を、溶解鋳造して鋳片(鋳塊)を作製する。なお、この
溶解鋳造は不活性ガス雰囲気中で行うことが望ましい。
次いで、この鋳片を熱間圧延して熱圧板を作製し、脱ス
ケールを行う。
行った後、中間焼鈍を行い再結晶を得る。なお、この中
間焼鈍における焼鈍温度は、 400℃未満の温度では充分
な焼鈍が行われず、最終特性における耐応力腐食割れ性
が低くなってしまい、 650℃を超える温度では短時間で
結晶粒径が粗大化し、最終焼鈍後の特性が劣化してしま
うため、 400〜 650℃が好ましい。また、該温度範囲で
の焼鈍時間は、10分未満では充分に歪みを取り除くこと
が難しいことから後の冷間圧延工程が困難になり、 600
分を超えると結晶粒が粗大化する上、経済性を悪化させ
るため、10〜 600分間の範囲が好ましい。
%の板厚減少率で最終板厚まで冷間圧延を行う。これ
は、板厚減少率が20%未満では加工によって付与される
残留内部応力が小さすぎて、後の再結晶の最終焼鈍工程
後の最終特性における強度および硬度が充分に向上しな
くなり、70%を超えると圧延の集合組織の発達により、
機械的性質に方向性(異方性)を有してしまい、これに
よって成形性を低下させると共に残留内部応力が大きく
なるため、後の再結晶の最終焼鈍工程において充分な処
理を行うことができず、耐応力腐食割れ性を低下させて
しまうためである。
00℃の温度で 1〜 300分間焼鈍を行う。上記焼鈍温度
は、 400℃未満では充分な焼鈍を行うことができず、特
性、耐応力腐食割れ性および成形性が低下し、 700℃を
超える温度では、所望の結晶粒径が得られず(結晶粒径
が大きくなる)、強度、耐力、硬度および耐応力腐食割
れ性が低下してしまうため、 400〜 700℃の範囲が好ま
しい。また、この温度範囲における焼鈍時間は、1分未
満では充分な焼鈍を行うことができず、前工程である冷
間圧延工程において生じた内部応力をかなり残留した状
態となり、成形加工性、耐応力腐食割れ性が低下してし
まい、 300分を超えるような長時間では経済性を損なっ
てしまうため、 1〜 300分の範囲が好ましい。
薄板を、さらに 1〜15%、より好ましくは 3〜10%の板
厚減少率で冷間圧延し、その後 100〜 400℃の温度で 5
〜 600秒間低温焼鈍を行う。これは、強度、耐応力腐食
割れ性およびかしめ性(耐力)を向上させるために行わ
れるものであって、特にかしめ性は、ある形状の成形に
対する材料の適応能力の比較概念の一つであり、耐力値
に大きく依存する特性である。そのため、冷間圧延にお
ける板厚減少率は、 1%未満では板厚の制御が困難であ
る上、特性の向上が期待できず、15%を超えると残留内
部応力が大きくなり、その後の低温焼鈍を行っても特性
は向上せず、逆に耐応力腐食割れ性を低下させてしまう
ため、 1〜15%の範囲とした。
℃未満では充分な回復が行われず、上記冷間圧延で生じ
た内部応力がかなり残留し、耐応力腐食割れ性および成
形加工性が低下してしまい、 400℃を超えると強度、耐
力および硬度が低下してしまうため、 100〜 400℃の範
囲とした。また、該焼鈍温度における焼鈍時間は、 5秒
未満では充分な低温焼鈍の効果が現れず、 600秒を超え
ると強度、耐力および硬度が低下する上、経済的な面か
らも好ましくないため、 5〜 600秒の範囲とした。
に最終の再結晶焼鈍後の冷間圧延および低温焼鈍を行う
ことにより、Ni−P系化合物が結晶粒界および結晶粒
内に均一かつ微細に分散した組織を有する銅基合金の薄
板が得られるようになる。また、この銅基合金は、強
度、かしめ性(耐力)、深絞り性(エリクセン値)、耐
応力腐食割れ性に優れているため、自動車用ラジエータ
(軽量化や高信頼化などが可能である)をはじめ、各種
工業用または家庭用の熱交換器の構成材料として極めて
好適なものである。また、電気、電子部品用材料として
も十分使用可能である。
説明する。しかし本発明の範囲は、以下の実施例により
制限されるものではない。
材料(試料 No. 1〜19:No. 1 〜6は本発明の合金の材
料、No. 7 〜17は比較合金の材料、No.18 〜19は従来の
合金の材料)を高周波溶解炉を用いて溶製し、40mm×40
mm×140mm の鋳塊に鋳造した。なお、上記溶製は、溶解
鋳造雰囲気を完全に不活性ガスでシールドして行った。
に切断し、この鋳片を810℃で熱間圧延して厚さ5mm の
熱延板を得、得られた熱延板を1.5mm まで冷延し、500
〜550 ℃の温度で焼鈍した。焼鈍後、これを水で急冷
し、さらに酸洗した後厚さ0.55mmまで冷延し、400 〜60
0 ℃の温度で結晶粒径が 0.025mmになるように焼鈍し
た。但し、 No.17の試料は 650℃で焼鈍し、結晶粒径を
0.060mmとした。なお、結晶粒度はJIS H 0501を参考に
して求めた。
し(加工率 7.3%)、 100〜 400℃で 100〜 600秒間低
温焼鈍を行った( No.17の試料は、 0.060mmの結晶粒
径、それ以外の試料の結晶粒径は 0.025mmとなるように
した)。低温焼鈍後、得られた板材を酸洗し、バフ研磨
して表面粗さをRmax 1.5μm以下に調整した。なお、
ここで得られた各試料の引張強さ、伸び、エリクセン値
および耐応力腐食割れ性を調べ、その結果を表1に併記
した。
は、それぞれJIS Z 2241、およびJIS Z 2247(A法)に
従って行った。耐応力腐食割れ性については、市販のア
ンモニア水(25〜28%)を純水で薄め、約13%とした液
をデシケータ底部に入れ、次いで中央部の応力が10kgf/
mm2 になるようにアーチ状に曲げた試験片をその保持具
と共にデシケータ内に置き、常温下で保持し、各所定時
間経過毎に、これらの試験片をデシケータ内より取り出
し、充分に水洗を行った後、実体顕微鏡で試験片表面を
40倍に拡大して観察し、割れ発生時間を測定した。
際に自動車に使用して回収した劣化L.L.C.(ロン
グライフクーラント液)の中にアーチ状に曲げた試験片
を浸漬し、70〜90℃に保持して 300時間経過後および 8
00時間経過後に、これらの試験片を取り出し、充分に水
洗を行った後、実体顕微鏡で試験片表面を40倍に拡大し
て割れ発生の有無を検査し、その結果を表1に併記し
た。なお、表1における丸印は、表面変色のみで割れが
発生していなかったもの、三角印は、割れは発生してい
ないが腐食が顕著であったもの、バツ印は、割れが発生
していたものを示す。
割れ性の評価方法は、自動車用ラジエータの構成材料と
しての特性を判断する上で極めて信頼性の高い有効な方
法である。
本発明の好ましい態様である試料No.1〜No.6の合金は、
引張強さ、伸び、エリクセン値、加工性および半田付け
性に優れ、かつ耐応力腐食割れ性が良好であり(L.
L.C.と接触する内部環境に対する耐応力腐食割れ性
も良好)、しかも高価な金属の多量使用がなく安価であ
る。そのため、自動車用ラジエータをはじめ、あらゆる
熱交換器の構成材料として非常に優れた合金であること
が分る。
り少ない試料No.7の試料は、強度が低い上、高価なCu
含有量が多く原料費が高騰してしまうため、工業材料と
して不適当であることが分かる。逆に、Ni、Sn、
P、Bは本発明で規定する量であるが、Znが本発明で
規定する量よりも多い試料No.8の試料は、熱間圧延の途
中で割れが発生してしまい製造することができなかっ
た。
本発明で規定する量よりも少ない試料 No.10の試料は、
強度が低く耐応力腐食割れ性に劣っている。また、Bが
本発明で規定する量よりも多い試料 No.11の試料は、熱
間圧延の途中で割れが発生した。さらに、Snを含まな
い試料 No.12の試料は、強度、伸びおよび耐応力腐食割
れ性が低く、Niを含まない試料 No.13の試料もまた強
度、伸びおよび耐応力腐食割れ性の面で劣っていること
が分かる。 一方、Zn、Ni、Sn、PおよびBの各
成分が本発明で規定する量であるが、Ni+Sn量が少
なく、Niの重量%に対するPの重量%の比率が本発明
で規定する値より小さい試料 No.14の試料は、強度、伸
びおよび耐応力腐食割れ性が低いことが分かる。また、
Ni+Sn量が本発明で規定する量よりも多い試料 No.
15の試料は、熱間圧延の途中で割れが発生してしまい、
製造することができなかった。
本発明で規定する値より高い試料 No.16の試料は、強度
が低く、耐応力腐食割れ性に劣っている。また、Zn、
Ni、Sn、P、Bの各成分およびNi+Sn量、Ni
/P比がそれぞれ本発明で規定する量であっても、結晶
粒径が大きい試料 No.17の試料は、強度、伸び、耐応力
腐食割れ性に劣っている。また、Ni、SnおよびPを
含まない従来の黄銅材にBを添加した試料 No.18および
19の試料は、強度の面でも、耐応力腐食割れ性の面でも
劣っており、Bの添加だけでは耐応力腐食割れ性の向上
を図ることが難しく、本発明で規定するNi、Sn、P
の共添が必要不可欠であることが分かる。
熱交換器、特に自動車用ラジエーターの構成材料として
強度、成形加工性および耐応力腐食割れ性(L.L.
C.と接触する内環境に対する耐応力腐食割れ性を含
む)に優れた特性を有するものであり、近時各分野で所
望される熱交換器の軽量化、高信頼化、低コスト化に対
して十分に対応できるものである。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%において、Zn: 8〜25%、N
i: 0.1〜1.5 %、Sn: 0.1〜 1.2%、P: 0.001〜
0.10%、B: 0.001〜0.06%であり、かつ上記Niの重
量%とSnの重量%との合計が 0.4〜 2.5重量%、およ
びNi/Pの重量百分率の比率が 5〜50の範囲であり、
残部がCuおよび不可避的不純物からなる熱交換器用銅
基合金。 - 【請求項2】 結晶粒度が 0.005〜 0.030mmである請求
項1記載の熱交換器用銅基合金。 - 【請求項3】 引張強さが35kgf/mm2 以上およびエリク
セン値が10mm以上である請求項1および2記載の熱交換
器用銅基合金。 - 【請求項4】 重量%において、Zn: 8〜25%、N
i: 0.1〜1.5 %、Sn: 0.1〜 1.2%、P: 0.001〜
0.10%、B: 0.001〜0.06%であり、かつ上記Niの重
量%とSnの重量%との合計が 0.4〜 2.5重量%、およ
びNi/Pの重量百分率の比率が 5〜50の範囲であり、
残部がCuおよび不可避的不純物からなる合金材料を再
結晶化し、この再結晶の最終焼鈍後、 1〜15%の板厚減
少率で冷間圧延し、 100〜 400℃の温度で 5〜 600秒間
低温焼鈍を行うことを特徴とする熱交換器用銅基合金の
製造法。
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---|---|---|---|
JP14212892A JP3274177B2 (ja) | 1992-05-07 | 1992-05-07 | 熱交換器用銅基合金およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
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JP14212892A Expired - Fee Related JP3274177B2 (ja) | 1992-05-07 | 1992-05-07 | 熱交換器用銅基合金およびその製造法 |
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JP (1) | JP3274177B2 (ja) |
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