JPH05311295A

JPH05311295A - 熱交換器用銅基合金およびその製造法

Info

Publication number: JPH05311295A
Application number: JP14212992A
Authority: JP
Inventors: Tai Yamamura; タイ山村; Akira Sugawara; 章菅原
Original assignee: Dowa Mining Co Ltd
Current assignee: Dowa Holdings Co Ltd
Priority date: 1992-05-07
Filing date: 1992-05-07
Publication date: 1993-11-22
Anticipated expiration: 2017-04-15
Also published as: JP3274178B2

Abstract

(57)【要約】【目的】自動車等の軽量化と、それに伴う部品材質の
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：13.4％、Ｎｉ：0.96
％、Ｓｎ：1.02％、Ｍｎ：0.48％、Ｐ：0.05％、Ｎｉ、
Ｓｎ、Ｍｎの合計が2.46％、Ｎｉ／Ｍｎの重量百分率の
比率が 2.0、Ｎｉ／Ｐの重量百分率の比率が19.2、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37.2kgf/mm²、伸び38.2％、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、熱交換器用の構成材料として好適である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、自動車用ラジエータな
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。

【０００２】

【従来の技術】従来より、銅基合金は自動車用ラジエー
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。

【０００３】近年、自動車の軽量化および材質の高信頼
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。

【０００４】黄銅材を部材として用いた自動車用ラジエ
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、
ＮＯ_x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。

【０００５】また、上記ラジエータ内におけるロングラ
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。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述従来の
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。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記課題
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、Ｍｎお
よびＰを規制した割合で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。

【０００８】すなわち、本発明は第一に、重量％におい
て、Ｚｎ： 5〜25％、Ｎｉ： 0.1〜1.5 ％、Ｓｎ： 0.1
〜 1.2％、Ｍｎ：0.05〜 1.2％、Ｐ： 0.001〜0.10％で
あり、かつ上記Ｎｉの重量％、Ｓｎの重量％およびＭｎ
の重量％の合計が 0.3〜 2.5重量％、Ｎｉ／Ｍｎの重量
百分率の比率が 1〜 5、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。

【０００９】また、上記熱交換器用銅基合金は、結晶粒
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。

【００１０】本発明は第二に、重量％において、Ｚｎ：
5〜25％、Ｎｉ： 0.1〜1.5 ％、Ｓｎ： 0.1〜 1.2％、
Ｍｎ：0.05〜 1.2％、Ｐ： 0.001〜0.10％であり、かつ
上記Ｎｉの重量％、Ｓｎの重量％およびＭｎの重量％の
合計が 0.3〜 2.5重量％、Ｎｉ／Ｍｎの重量百分率の比
率が 1〜 5、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、 100〜420℃
の温度で 5〜 650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。

【００１１】

【作用】本発明の合金成分の限定理由および作用を以下
に説明する。

【００１２】Ｚｎは、強度、成形加工性および半田付け
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 5％未満では充
分でなく、25％を超えるとＮｉ、Ｓｎ、Ｍｎ、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、Ｍｎ、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 5〜25重量％の範囲とした。

【００１３】Ｎｉは、強度、耐力、耐熱性および耐応力
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。

【００１４】Ｓｎは、強度、耐脱亜鉛腐食性および耐応
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。

【００１５】Ｍｎは、強度および耐応力腐食割れ性を向
上させる効果の他、耐摩耗性を向上させる効果を有して
いる。この耐摩耗性を向上させる効果は、自動車用ラジ
エータの構成材料とした場合におけるＬ．Ｌ．Ｃ．と接
する内環境に対して特に有効である。これらの効果は、
重量％において0.05％未満では充分でなく、 1.2％を超
えると加工性が悪化してしまう。そのため、本発明にお
けるＭｎの含有量は0.05〜 0.2重量％の範囲とした。

【００１６】また、上記ＮｉとＳｎとの共添により、劣
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り、この効果
は、Ｍｎの添加によりさらに顕著に発現するようにな
る。すなわち、Ｎｉ、ＳｎおよびＭｎの共添により、特
に劣化したＬ．Ｌ．Ｃ．と接触する内環境に対して優れ
た耐応力腐食割れ性および耐摩耗性を示すようになるの
である。これらの効果は、重量％においてＮｉ、Ｓｎお
よびＭｎの合計量が0.3％未満では充分でなく、 2.5％
を超えると成形加工性に問題が生じてしまう。そのた
め、本発明におけるＮｉの含有量、Ｓｎの含有量および
Ｍｎの含有量の合計は 0.3〜 2.5重量％の範囲とした。

【００１７】Ｐは、溶解鋳造性、耐脱亜鉛腐食性および
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。

【００１８】また、Ｎｉ、Ｓｎ、ＭｎおよびＰの共添に
より、主にＮｉ−Ｐ系化合物（他にＮｉ−Ｍｎ系、Ｍｎ
−Ｐ系化合物）が形成され、これらが結晶粒界および粒
内に均一かつ微細に分散し、次のような効果を示すよう
になる。Ｎｉ−Ｍｎ系化合物およびＭｎ−Ｐ系化合物
は、成形加工性、耐応力腐食割れ性および耐摩耗性（特
に劣化Ｌ．Ｌ．Ｃ．と接触する内環境に対して耐応力腐
食割れ性、耐摩耗性）などを向上させる効果を示し、Ｎ
ｉ−Ｐ系化合物は、強度、耐力、耐熱性および耐応力腐
食割れ性を向上させる効果を示す他、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。

【００１９】上記の効果を有効に発現させるためには、
Ｎｉ／Ｍｎの重量百分率の比率、およびＮｉ／Ｐの重量
百分率の比率を適切に制御する必要がある。すなわち、
Ｎｉ／Ｍｎの重量百分率の比率は、 1未満では上記効果
が充分に発現せず、 5を超えると特性が低下してしまう
ため、本発明におけるＮｉ／Ｍｎの重量百分率の比率は
1〜 5の範囲とした。一方、Ｎｉ／Ｐの重量百分率の比
率は 5〜50の範囲の場合に上記効果が最も有効に発現さ
れることが確認されている。

【００２０】Ｎｉ、Ｓｎ、ＭｎおよびＰ含有量とＺｎ含
有量と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、ＭｎおよびＰ量を多く
しなければならない。しかしながらＮｉ、Ｓｎ、Ｍｎ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、Ｍｎお
よびＰ量が最も少なく（Ｎｉ： 0.1〜 1.5重量％、Ｓ
ｎ： 0.1〜 1.2重量％、Ｍｎ：0.05〜 1.2重量％および
Ｐ： 0.001〜0.10重量％、かつＮｉ、ＳｎおよびＭｎの
重量％の合計が 0.3〜 2.5重量％、Ｎｉの重量％に対す
るＭｎの重量％の比率が 1〜 5、およびＮｉの重量％に
対するＰの重量％の比率は 5〜50の範囲）、かつ特性を
満足するＺｎ量（ 5〜25重量％）が最適含有量なのであ
る。

【００２１】結晶粒度は、細かい程強度および耐応力腐
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。

【００２２】ラジエータのタンク、プレート、フィンの
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。

【００２３】上述のような成分組成に調整した本発明の
銅基合金は、まず初めに、Ｎｉ−Ｐ系化合物の形成、他
にＮｉ−Ｍｎ系、Ｍｎ−Ｐ系化合物の形成、ならびに固
溶Ｎｉ、固溶Ｓｎおよび固溶Ｍｎ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。まず、重量％において、Ｚｎ： 5〜25％、
Ｎｉ： 0.1〜1.5 ％、Ｓｎ： 0.1〜 1.2％、Ｂ：0.05〜
1.2、Ｐ： 0.001〜0.10％であり、かつ上記Ｎｉの重量
％、Ｓｎの重量％およびＭｎの重量％の合計が 0.3〜
2.5重量％、Ｎｉ／Ｍｎの重量百分率の比率が 1〜 5、
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。

【００２４】次に、冷間圧延によって所要の板厚減少を
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。

【００２５】中間焼鈍後、得られた再結晶物を、20〜70
％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。

【００２６】次いで、冷間圧延後の再結晶を、 400〜 7
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。

【００２７】次に、上記再結晶焼鈍後に得られた合金の
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〜 420℃の温度で 5
〜 650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。

【００２８】一方、低温焼鈍における焼鈍温度は、 100
℃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、 420℃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〜 420℃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、 650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〜 650秒の範囲とした。

【００２９】以上詳述したような加工および熱処理、特
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−Ｍｎ系化合物、Ｍｎ−Ｐ系化合物お
よび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、成形加工性、耐摩耗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。

【００３０】以下、実施例により本発明をさらに詳細に
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。

【００３１】

【実施例】表１ないし３にその化学成分値（重量％）を
示す合金材料（試料 No. 1〜20：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 〜20
は従来の合金の材料）を高周波溶解炉を用いて溶製し、
40mm×40mm×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。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【表２】

【００３４】

【表３】次いで、各鋳塊を面削した後40mm×40mm×15mmの大きさ
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。

【００３５】次に、これらの試料を0.51mmまで冷間圧延
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ないし３
に併記した。

【００３６】引張強さ、伸びおよびエリクセン値の測定
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。

【００３７】また、耐応力腐食割れ性の評価として、実
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ないし３に
併記した。なお、表１ないし３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。

【００３８】上記劣化Ｌ．Ｌ．Ｃ．を用いた耐応力腐食
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。

【００３９】表１ないし３の結果より、以下のことが判
明した。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。

【００４０】これに対し、Ｚｎが本発明で規定する量よ
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、Ｍ
ｎ、Ｐ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。

【００４１】Ｍｎが本発明で規定する量より多く、Ｎｉ
の重量％に対するＭｎの重量％の比が本発明で規定する
値より小さい試料No.9の試料は、伸びおよび耐応力腐食
割れ性が劣っていることが分かる。また、Ｎｉを含まな
い試料 No.10の試料は、強度および伸びが低く、耐応力
腐食割れ性の面でも劣っていることがわかる。さらに、
Ｓｎが本発明で規定する量より多い試料 No.11の試料
は、熱間圧延時に割れが発生してしまい製造することが
できなかった。

【００４２】Ｎｉ、Ｓｎ、ＭｎおよびＰの各成分が本発
明で規定する量であるが、Ｎｉ＋Ｓｎ＋Ｍｎ量が本発明
で規定する量よりも少ない試料 No.12の試料は、耐応力
腐食割れ性が低いことが分かる。逆に、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｍ
ｎおよびＰの各成分が本発明で規定する量であるが、Ｎ
ｉ＋Ｓｎ＋Ｍｎ量が本発明で規定する量よりも多い試料
No.13の試料は、熱間圧延時に割れが発生してしまい製
造することができなかった。

【００４３】Ｎｉの重量％に対するＭｎの重量％の比率
が本発明で規定する値より低い試料No.14の試料は、耐
応力腐食割れ性が劣っていることが分かる。また、Ｎｉ
の重量％に対するＭｎの重量％の比率が本発明で規定す
る値より高い試料 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。さ
らに、Ｎｉの重量％に対するＰの重量％の比率が本発明
で規定する値より高い試料 No.16の試料は、耐応力腐食
割れ性に劣っていることが分かる。また、Ｚｎ、Ｎｉ、
Ｓｎ、Ｍｎ、Ｐの各成分およびＮｉ＋Ｓｎ＋Ｍｎ量、Ｎ
ｉ／Ｍｎ比、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。

【００４４】Ｍｎのみを含む試料 No.18の試料は、強度
および耐応力腐食割れ性が低いことが分かる。また、Ｎ
ｉ、Ｓｎ、ＭｎおよびＰを含まない従来の黄銅材である
試料No.19および20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いることが分かる。

【００４５】

【発明の効果】上述のように本発明に係る銅基合金は、
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

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％において、Ｚｎ： 5〜25％、Ｎ
ｉ： 0.1〜1.5 ％、Ｓｎ： 0.1〜 1.2％、Ｍｎ：0.05〜
1.2％、Ｐ： 0.001〜0.10％であり、かつ上記Ｎｉの重
量％、Ｓｎの重量％およびＭｎの重量％の合計が 0.3〜
2.5重量％、Ｎｉ／Ｍｎの重量百分率の比率が 1〜 5、
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： 5〜25％、Ｎ
ｉ： 0.1〜1.5 ％、Ｓｎ： 0.1〜 1.2％、Ｍｎ：0.05〜
1.2％、Ｐ： 0.001〜0.10％であり、かつ上記Ｎｉの重
量％、Ｓｎの重量％およびＭｎの重量％の合計が 0.3〜
2.5重量％、Ｎｉ／Ｍｎの重量百分率の比率が 1〜 5、
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〜 420℃の温度で 5〜 650
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。