KR20090087005A

KR20090087005A - 고강도·고열전도 동합금관 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20090087005A
Application number: KR1020097010661A
Authority: KR
Inventors: 케이이치로 오이시
Original assignee: 미쓰비시 신도 가부시키가이샤
Priority date: 2007-12-21
Filing date: 2008-11-10
Publication date: 2009-08-14
Also published as: JP5145331B2; US20150198391A1; EP2228460A1; US20110056596A1; TWI396757B; CN101568658A; TW200934883A; CN101568658B; EP2228460A4; KR101138569B1; US8986471B2; JPWO2009081664A1; WO2009081664A1; EP2228460B1

Abstract

고강도·고열전도 동합금관을 0.12∼0.32mass%의 Co와, 0.042∼0.095mass%의 P와, 0.005∼0.30mass%의 Sn을 함유하고, Co의 함유량 [Co]mass%와 P의 함유량 [P]mass%의 사이에, 3.0≤([Co]-0.007)/([P]-0.008)≤6.2의 관계를 가지고, 또한 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성으로 한다. 드로잉 가공에 의한 발열에 의해 온도가 상승되어도, Co 및 P의 화합물이 균일하게 석출되는 것과, Sn의 고용에 의해, 재결정 온도가 올라 재결정핵의 생성이 늦어져, 고강도·고열전도 동합금관의 내열성 및 내압 강도가 향상된다.

Description

고강도·고열전도 동합금관 및 그 제조방법{High Strength and High Thermal Conductivity Copper Alloy Tube and Method for Producing The Same}

본 발명은, 드로잉 가공된 고강도·고열전도 동합금관(銅合金管) 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래부터, 급탕기, 공조기(에어컨디셔너, 에어컨디셔닝 등), 냉동기, 냉장고 등의 열교환기에 사용되는 어큐뮬레이터, 필터, 머플러, 드라이어, 분배 조인트, 헤더 등의 배관부재(이하, 이들을 총칭하여 내압 전열 용기라고 칭한다)에는, 열전도성이 뛰어난 동(銅)이 사용되고 있다. 일반적으로는 동 중에서도 열전도성, 내열성 및 브레이징성이 뛰어난 순동계(純銅系)의 인탈산동(JIS Ｃ1220)으로 이루어지는 고강도·고열전도 동합금관(이하, 고기능 동관(銅管)이라고 한다)이 사용되고 있다. 이들 내압 전열 용기는, 고기능 동관의 양단 또는 일단이 드로잉된 형상을 한 압력용기이다. 외경이 이들 내압 전열 용기에 접속되는 인탈산동 등의 배관에 비해 1.5배 이상이며, 내부를 냉매 등이 통과하기 때문에, 높은 내압이 가해진다. 내열성(耐熱性)이란, 고온으로 가열해도 재결정(再結晶)되지 않거나, 재결정되기 어렵거나, 또는, 비록 재결정되어도 결정립(結晶粒)의 성장이 거의 없어, 높은 강도를 유지하는 것을 말한다. 내열성이 좋은 동합금(銅合金)은 구체적으로는 순동의 재결정 온도인 약 400℃로 가열해도, 그리고 순동의 결정립이 조대화(粗大化)되기 시작하며 더욱 강도가 저하되는 600℃ 내지 700℃로 가열해도, 거의 재결정되지 않고 강도 저하가 적다. 또한 순동으로 결정립이 현저하게 조대화되는 약 800℃, 또는 800℃ 이상으로 가열해도, 재결정되지만 그 결정립은 미세하고, 높은 강도를 가진다.

이 고기능 동관의 제조공정은 다음과 같다. [1] 주조된 원기둥 형상의 주괴(빌렛, 외경 200㎜ 내지 300㎜ 정도)를 770∼970℃로 가열 후, 열간 압출한다(외경 100㎜, 두께 10㎜ 정도). [2] 압출 직후는, 850℃, 또는 압출 후의 압출관의 온도부터 600℃까지의 온도영역을 10∼3000℃/초의 평균 냉각속도로 공냉 또는 수냉한다. [3] 그 후, 냉간에 있어서 관(管) 압연(콜드 리듀서 등에 의해 가공) 또는 추신(抽伸)(불블록(bull block), 콤바인드, 다이 연신 등에 의해 가공)에 의해 외경 12∼75㎜, 두께 0.3∼3㎜ 정도의 관을 만든다. 관 압연이나 추신의 가공 도중에 열처리를 실시하지 않는 경우가 대부분이지만, 400∼750℃에서 0.1∼10시간의 조건으로 소둔하는 경우가 있다. 또, 열간 압출 대신에 외경 50∼200㎜의 원통 형상의 연속 주조물로부터, 소성가공에 의한 발열을 이용하여 약 770℃ 이상의 열간 상태로 하는 관 압연에 의한 방식이나, 만네스만 방식으로 소관(素管)을 얻어 상술한 바와 같이 냉간에서 구하는 치수의 관재(管材)를 얻는 방법이 있다. 마지막으로, 관 압연 또는 추신에 의해 얻은 관재의 양단 또는 일단을, 스피닝 가공 등에 의해 드로잉하여 내압 전열 용기를 제조한다.

도 1은, 이 내압 전열 용기의 측단면을 나타낸다. 스피닝 가공에 의해 드로 잉된 내압 전열 용기(1)의 각 부분의 명칭을, 본 명세서에 있어서 다음과 같이 정의한다. 여기서 스피닝 가공을 실시하지 않은 소관의 외경을 D로 한다.

소관부(2): 스피닝 가공을 실시하지 않은 부분.

드로잉 관부(3): 스피닝 가공에 의해 소정의 지름으로 드로잉된 부분.

가공 중앙부(4): 드로잉 관부와, 드로잉 관부로부터 소관부 외주까지의 길이의 절반 이내의 부분.

가공 단부(5): 소관부의 단면(端面)에 있어서, 외주로부터 내측으로 길이 D/6 이내의 부분. 또한, 드로잉 관부(3), 가공 중앙부(4), 가공 단부(5)의 두께는, 스피닝 가공에 의해, 가장 두꺼운 부분에서 소관의 두께의 2∼3배가 된다. 최종 가공 단부에 걸쳐서 두께는 얇아진다.

열영향부(6): 소관부에 있어서, 가공열에 의해 500℃ 이상으로 승온되는 부분을 상정하여, 가공 단부로부터 소관부측으로 길이 D/6 이내의 부분. 이 부분에서도 500℃ 이상으로 승온되지 않는 부분은, 열영향부에 포함시키지 않는다.

직관부(7): 소관부에 있어서, 가공열에 의해 500℃ 이상으로 승온되지 않는 부분을 상정하여, 가공 단부로부터 소관부측으로 길이 D/2 들어간 곳부터 소관부의 축방향 중심측의 부분.

드로잉 가공부(8): 가공 단부(5)와 열영향부(6)를 합친 부분.

헤라 드로잉(Hera drawing) 가공이나 스웨이징 등에 의해 드로잉된 내압 전열 용기의 각 부분의 명칭도 상기와 동일하게 한다. 단, 드로잉 가공에 의해 발열되지 않는 경우에는, 열영향부는 가공 단부로부터 소관부측으로 길이 D/6 이내의 부분으로 한다. 또, 본 명세서에 있어서 헤라 드로잉 가공이나 스웨이징이나 롤 성형 등과 같이 발열량이 적은 드로잉 가공을 냉간 드로잉 가공이라고 한다.

일반적인 형상의 내압 전열 용기를 제조하는 경우의 스피닝 가공에 있어서는, 가공열에 의해 가공부의 재료 온도가 700∼950℃의 고온에 이른다. 스피닝 가공이 행해져서 드로잉되는 가공 중앙부(4)는, 800℃ 이상의 고온이 되는 것에 의해 재결정되어 강도가 저하되지만, 두께가 두꺼워져 외경도 작아지므로 내압에 견딜 수 있다. 그러나, 가공 단부(5)나 열영향부(6)는, 회복이나 재결정에 의해 강도가 저하되고, 외경은 큰 상태로 두께는 두꺼워지지 않으므로 내압 강도는 낮다. 특히, 외경이 큰 내압 전열 용기에서는, 내압 강도는 외경의 역수에 비례하여 저하되므로, 두께를 두껍게 해야 한다. 내압 전열 용기에 접속되는 배관계에 사용되는 인탈산동관은 외경이 10㎜ 정도이므로, 예를 들면 25㎜나 50㎜의 외경을 가지는 내압 전열 용기의 두께는 상기 동관의 2.5배, 또는 5배의 두께가 필요해진다. 또, 내압 전열 용기에 종래 사용되고 있는 인탈산동의 Ｃ1220은, 가공시에 고온이 되면 용이하게 재결정되고, 잠시라도 700℃ 이상이 되면 결정립이 조대화되므로, 강도가 저하된다.

또한, 내압 전열 용기는 단독으로 사용되는 일이 없고, 다른 부재와 접합되어 사용된다. 접합되는 다른 부재는 대부분이 동관이다. 동관과의 접합은, 대부분 브레이징에 의해 행해진다. 브레이징 가공에 있어서는, 우선, 동관은 열전도성이 뛰어나므로 광범위하게 예열된다. 그리고 접합시, 내압 전열 용기의 가공 중앙부(4)는, 일반적인 브레이징재, 예를 들면 7%P를 함유하는 인동납의 융점인 약 800 ℃, 또는 800℃ 이상으로 가열되므로, 가공 단부(5)나 경우에 따라서는 열영향부(6)도 약 700℃의 고온에 노출된다. 이 때문에, 스피닝 가공이나 브레이징 시의 열영향에 견디는 재료가 요구된다. 구체적으로는, 내압 전열 용기와 동관 등의 브레이징은 일반적으로 사람의 손으로 브레이징되며, 상기의 고온으로 가열되는 시간은 약 10초로 길어야 약 20초이므로, 가공 단부(5)나 열영향부(6)가 그동안의 고온(약 700℃)에 견딜 수 있는 내열성이 뛰어난 재료가 요구된다.

또, 스피닝 가공은, 다이스 또는 롤러를 고속 회전시켜 드로잉하므로 강도가 필요하며, 주로 그 소재는 관 압연이나 추신에 의해 가공경화되는 재료가 사용된다. 그리고, 스피닝 가공의 가공시간은 몇 초 내지 십몇 초, 길어야 약 20초이며, 단시간에 큰 변형을 재료에 준다. 따라서, 가공 중의 고온 상태시에는, 재료가 부드러운 것과 양호한 연성이 필요해진다. 드로잉 동관의 가공방법으로서, 열간에서 성형하는 스피닝 가공이 대표적이지만, 상술한 바와 같이 냉간에서 성형하는 헤라 드로잉이나 스웨이징 등의 냉간 드로잉 가공의 방법도 있다. 냉간 드로잉 가공은, 스피닝 가공에 비해, 냉간에서의 성형이기 때문에 시간이 걸리지만, 소관부(2)의 두께와 드로잉 관부(3)의 두께가 대략 동일하여, 사용재 절감의 비용면에서는 유리하다. 단, 냉간에서 성형된 드로잉 가공 동관은, 생산성이 낮은 점과, 가공 중앙부(4)나 가공 단부(5)의 두께가 얇기 때문에, 내압성능에 문제가 있다. 또, 두께가 얇기 때문에, 브레이징시에 드로잉 가공부(8)의 온도가 스피닝 가공에 비해 상승된다. 이 때문에, 냉간에서 성형된 드로잉 동관은, 스피닝 가공으로 만들어진 드로잉 동관보다, 다른 동배관(銅配管)과의 브레이징에 의한 접합시의 온도 상승에 견딜 수 있어야 한다.

또, 근래, 급탕기나 에어컨 등의 열교환기에 있어서의 열매체 가스로서, 지구 온난화나 오존층 파괴를 방지하기 위해, 종래의 HCFC계 프레온 대신에 CO₂나 HFC계 프레온 등이 사용되는 경향이 있다. 이러한 HFC계 프레온이나 특히 CO₂ 등의 자연 냉매를 열매체로서 사용했을 경우의 응축 압력은 HCFC계 프레온 가스를 사용한 경우에 비해 크게 할 필요가 있다. 이 응축 압력에 견디기 위해 내압 전열 용기의 두께를 더 두껍게 해야 한다.

내압 전열 용기의 두께가 두꺼워져 중량이 증가되면 당연히 비용이 증가된다. 또, 구조상의 이유 및 진동 방지를 위해, 내압 전열 용기를 고정하는 부재도 강도를 강하게 해야 하여 비용이 상승된다. 또, 두께가 두꺼워지는 것에 의해, 내압 전열 용기를 제조할 때의 드로잉 가공의 가공량도 많아지므로 비용이 상승된다.

또, 재료비가 저렴한 강관을 이용한 내압 전열 용기도 알려져 있지만, 열전도성이 나쁘다. 또, 스피닝 가공에서는 재료의 변형저항이 낮아지는 고온이 되지 않으면 드로잉할 수 없다. 따라서, 형상에 따라서는 버너로 충분히 예열하고, 또한, 가공열로 가공시에 900℃나 1000℃ 이상으로 해야 한다. 그 때문에, 공구에 많은 부하가 걸리므로 공구 수명이 짧다. 이 강관의 경우는, 프레스품(品)을 브레이징이나 용접한 것이 많은데, 신뢰성이 부족하다. 또, 안전계수를 고려하면 내압 전열 용기의 중량이 상당히 무거워진다.

또, 0.1∼1.0mass%의 Sn과, 0.005∼0.1mass%의 P와, 0.005mass% 이하의 Ｏ 와, 0.0002mass% 이하의 H를 함유하고, 잔부(殘部)가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 가지고, 평균 결정 입자경이 30㎛ 이하인 동합금관이 알려져 있다(예를 들면 특허문헌 1 참조).

그러나, 특허문헌 1에 나타나는 바와 같은 동합금관에 있어서는, 고온에서 용이하게 재결정되므로, 고온에서 가공되는 스피닝 가공 후나 브레이징 후의 내압 전열 용기의 내압 강도가 충분하지 않다.

특허문헌 1: 일본 특허공개 2003-268467호 공보

발명의 개시

발명이 해결하고자 하는 과제

본 발명은, 상기 문제를 해소하는 것으로, 드로잉 가공을 행해도 거의 강도가 저하되지 않고, 높은 내압 성능을 가지는 고강도·고열전도 동합금관 및 그 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

과제를 해결하기 위한 수단

상기 목적을 달성하기 위해서, 본 발명은, 고기능 동관에 있어서, 0.12∼0.32 mass%의 Co와, 0.042∼0.095mass%의 P와, 0.005∼0.30mass%의 Sn을 함유하고, Co의 함유량 [Co]mass%와 P의 함유량 [P]mass%의 사이에, 3.0≤([Co]-0.007)/([P]-0.008)≤6.2의 관계를 가지고, 또한 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, 드로잉 가공이 실시된다.

본 발명에 의하면, 드로잉 가공에 의한 발열에 의해 온도가 상승되어도, Co 및 P의 화합물이 균일하게 석출되는 것에 의해, 또 Sn의 고용(固溶)에 의해, 재결정 온도가 올라가고, 재결정핵의 생성이 늦어지므로, 고기능 동관의 내열성 및 내압 강도가 향상된다.

또, 고기능 동관에 있어서, 0.12∼0.32mass%의 Co와, 0.042∼0.095mass%의 P와, 0.005∼0.30mass%의 Sn을 함유하고, 또한 0.01∼0.15mass%의 Ni, 또는 0.005∼0.07mass%의 Fe 중 어느 1종 이상을 함유하고, Co의 함유량 [Co]mass%와 Ni의 함유량 [Ni]mass%와 Fe의 함유량 [Fe]mass%와 P의 함유량 [P]mass%의 사이에, 3.0≤([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)≤6.2, 및 0.015≤1.5×[Ni]+3×[Fe]≤[Co]의 관계를 가지고, 또한, 잔부(殘部)가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, 드로잉 가공이 실시된다. 이에 따라, Ni 및 Fe에 의해 Co, P 등의 석출물이 미세해져, 고기능 동관의 내열성 및 내압 강도가 향상된다.

0.001∼0.5mass%의 Zn, 0.001∼0.2mass%의 Mg, 0.001∼0.1mass%의 Zr 중 어느 1종 이상을 더 함유하는 것이 바람직하다. 이에 따라, 동재료(銅材料)의 리사이클 과정에서 혼입되는 S를 Zn, Mg, Zr에 의해 무해화(無害化)하고, 중간 온도 취성을 방지하여, 합금을 더욱 강화하므로, 고기능 동관의 연성과 강도가 향상된다.

상기 드로잉 가공이 실시된 드로잉 가공부의 금속조직의 재결정률이 50% 이하, 또는 열영향부의 재결정화율(再結晶化率)이 20% 이하인 것이 바람직하다. 이에 따라, 재결정률이 낮으므로 강도가 높다. 또한, 열영향부의 재결정화율이 10% 이하인 것이 보다 바람직하다.

상기 드로잉 가공이 실시된 드로잉 가공부의 700℃에서 20초 가열 후의 비커스 경도(HV)의 값이, 90 이상이며, 또는 가열 전의 비커스 경도의 값의 80% 이상인 것이 바람직하다. 이에 따라, 다른 배관과의 브레이징에 의한 접합 후에도 강도가 높다. 700℃에서 20초 가열 후에 있어서의 열영향부에 상당하는 부분의 금속조직의 재결정화율은, 20% 이하가 좋고, 10% 이하가 바람직하다. 또한, 700℃에서 20초 가열이라고 하는 조건은, 내압 전열 용기의 열영향부, 또는 열영향부에 상당하는 부분이, 스피닝 가공, 또는 브레이징과 스피닝 가공의 열영향을 받은 경우에 상당하는 엄격한 조건이다.

상기 드로잉 가공은 스피닝 가공이며, 그 스피닝 가공이 실시된 드로잉 가공부의 금속조직의 재결정률이 50% 이하인 것이 바람직하다. 이에 따라, 재결정률의 평균이 낮으므로 강도가 높다. 재결정률은, 바람직하게는 40% 이하이며, 가장 바람직하게는 25% 이하이다. 또, 지름이 큰 열영향부의 재결정화율은, 20% 이하이며, 10% 이하가 바람직하다. 스피닝 가공의 열에 의해 고용되었던 Co, P 등이 석출되므로, 스피닝 가공의 열에 의한 재결정화나 회복이 원인으로 일어나는 연화(軟化)가 상쇄된다. 그에 따라 높은 강도가 유지되고, 또 열전도성이 향상된다.

상기 드로잉 가공은 냉간 드로잉 가공이며, 단부에서의 다른 동관과의 브레이징 후에 있어서, 그 냉간 드로잉 가공이 실시된 드로잉 가공부의 금속조직의 재결정률이 50% 이하, 또는 열영향부의 재결정화율이 20% 이하인 것이 바람직하다. 이에 따라, 재결정률이 낮으므로 강도가 높다.

상기 드로잉 가공이 실시되지 않은 직관부의 외경을 D(㎜), 두께를 T(㎜), 내압을 가하여 파열될 때의 압력을 파열 압력 P_B(㎫)로 했을 때, (P_B×D/T)의 값이 600 이상인 것이 바람직하다. 이에 따라, (P_B×D/T)의 값이 높으므로, 내압 전열 용기의 두께 T를 얇게 할 수 있어, 내압 전열 용기를 저비용으로 제조할 수 있다. (P_B×D/T)의 값은 바람직하게는 700 이상, 최적으로는 800 이상이 좋다.

상기 드로잉 가공이 실시되지 않은 직관부의 외경을 D(㎜), 두께를 T(㎜), 내압을 가하여 상기 외경이 0.5% 변형될 때의 압력을 0.5% 변형 압력 P₀ _.5%(㎫)로 했을 때, (P₀ _.5%×D/T)의 값이 300 이상이며, 또는 상기 외경이 1% 변형될 때의 압력을 1% 변형 압력 P₁ _%(㎫)로 했을 때, (P₁ _%×D/T)의 값이 350 이상인 것이 바람직하다. 이에 따라, (P₀ _.5%×D/T) 또는 (P₁ _%×D/T)의 값이 높으므로, 내압 전열 용기의 두께 T를 얇게 할 수 있어, 내압 전열 용기를 저비용으로 제조할 수 있다. (P₀ _.5%×D/T)의 값은, 바람직하게는 350 이상, 최적으로는 450 이상이 좋다. (P₁ _%×D/T)의 값은, 바람직하게는 400 이상, 최적으로는 500 이상이 좋다.

상기 드로잉 가공 전, 드로잉 가공 후, 또는 다른 동관과의 브레이징 후에 있어서의 가공 단부 및 가공 중앙부의 금속조직은, Co, P를 가지는 2∼20㎚의 대략 원형, 또는 대략 타원형의 미세 석출물이 균일하게 분산되어 있고, 또는 모든 석출물의 90% 이상이 30㎚ 이하의 크기인 미세 석출물로서 균일하게 분산되어 있는 것이 바람직하다. 이에 따라, 미세 석출물이 균일하게 분산되어 있으므로, 내열성이 뛰어나고, 내압 강도가 높으며, 열전도성도 좋다.

상기 드로잉 가공이 실시된 가공 중앙부의 금속조직은 재결정되어 있고, 결정 입자경이 3∼35㎛인 것이 바람직하다. 이에 따라, 재결정 입자경이 작으므로 강도, 내압성이 높다.

상기 고기능 동관은 열교환기의 내압 전열 용기로서 사용되는 것이 바람직하다. 이에 따라, 내압 전열 용기의 두께가 얇으므로 저비용으로 된다. 또, 내압 전열 용기의 두께가 얇아지기 때문에 경량이 된다. 따라서, 내압 전열 용기를 유지하는 부재도 적어져 저비용으로 된다.

또, 고강도·고열전도 동합금관의 제조방법으로서, 열간 압출, 또는 열간 관 압연을 포함하고, 상기 열간 압출 전의 가열 온도, 또는 열간 관 압연 전의 가열 온도, 또는 압연시의 최고 온도가 770∼970℃이며, 열간 압출, 또는 열간 관 압연 후의 관의 온도부터 600℃까지의 냉각속도가 10∼3000℃/초이며, 그 후의 냉간 관 압연, 또는 추신에 의해 70% 이상의 가공률로 가공된 후에 드로잉 가공을 실시한다. 이에 따라, 70% 이상의 가공률의 냉간 압연, 또는 냉간 추신이 실시되어 있으므로, 가공경화에 의해 고강도가 된다. 또, 주괴의 온도, 열간 압연재의 온도, 혹은 열간 압출 개시 온도가 770∼970℃로서, 용체화 감수성이 둔하므로, 열간 압출, 또는 열간 관 압연 직후의 관의 온도부터 600℃까지의 냉각속도가 10∼3000℃/초이면, Co, P, Ni, Fe 등이 충분히 고용되어 있다. 이와 같은 상태이므로, 온도가 상승되어도 재결정되기 전에 Co 등의 원자의 이동이 시작되어, Co와 P 또는 Co, Ni, Fe와 P가 결합하는 것에 의해 미세한 석출물이 석출되어, 재결정화를 늦추므로 내열성이 향상된다. 또한 온도가 800℃ 이상으로 상승되어, 재결정화된 후에도 미세한 Co, P 등과의 석출물에 의해 결정립 성장이 억제되므로 재결정립이 미세하다. 그 결과, 높은 강도를 가진다. 또한, 본 명세서에서는, 고온에서 고용되어 있는 원자가 냉각 중에 냉각속도가 느려도 석출되기 어려운 것을 「용체화 감수성이 둔하다」고 한다. 또, 가공률은 (1-(가공 후의 관의 단면적)/(가공 전의 관의 단면적))×100%를 말한다.

상기 드로잉 가공은 스피닝 가공인 것이 바람직하다. 이에 따라, 스피닝 가공의 가공 단부, 및 가공 단부에 인접하는 열영향부에서는, 가공 전, Sn은 고용상태에 있으며, Co, P 등은 일부가 석출되어 있지만, 대부분은 고용되어 있으므로, 스피닝 가공에 의해 몇 초 정도 승온시켜도 이들 대부분이 연화나 재결정되지 않고 소재의 강도가 유지된다. 또, 700∼750℃ 부근으로 단시간이라도 승온시키면, Co, P 등의 석출이 진행되므로 석출경화가 일어난다. 석출경화에 의해 매트릭스의 회복 현상, 및 부분적인 재결정에 의한 연화 현상이 상쇄되어, 강도가 유지된다. 또, Co, P 등이 석출되는 것에 의해 열전도성이 향상된다. 또, 스피닝 가공이 실시되는 부분, 특히 가공 중앙부는, 가공열에 의해 800℃ 이상으로 승온되어 재결정 상태가 된다. 이것은 스피닝 가공 중에 재결정 상태가 되어 있는 것을 시사하고, 가공시의 열간 변형저항이 낮아, 스피닝 가공을 행하기 쉽다. 또, 스피닝 가공이 실시된 부분은 Co, P 등의 석출물에 의해 재결정립의 성장이 억제된다. 따라서 그 입자경은 작고, 인탈산동 Ｃ1220을 이용한 경우보다 훨씬 강도가 높다. 또한, 스피닝 가공에 있어서, 예를 들면 관을 고속 회전시켜서 드로잉하는 방법도 있으며, 당연히 모든 방법을 포함하는 것으로 한다.

상기 드로잉 가공은 냉간 드로잉 가공이며, 냉간 관 압연, 및 추신에 있어서의 냉간 가공과 합한 냉간 가공률이 70% 이상인 것이 바람직하다. 이에 따라, 냉간 가공에 의해 드로잉 가공하므로, 가공경화에 의해 강도가 높고, 내압성이 뛰어나다. 또, 다른 배관과의 접합으로 브레이징해도, 당해 드로잉 가공이 실시된 동관은, Sn의 고용과, Co, P 등의 고용에 의해, 재결정 온도가 상승된다. 브레이징시, 열영향에 의해 약 700℃로 승온되는 부분은 매트릭스의 연화와 Co, P 등에 의한 석출경화가 상쇄되어, 높은 강도를 유지한다. 또한, 브레이징되는 부분은 재결정되어도 석출되는 석출물에 의해 재결정립의 성장이 억제되므로 높은 강도를 유지한다.

상기 고기능 동관은, 브레이징 가공, 또는 용접 가공을 실시하는 것이 바람직하다. 이에 따라, 브레이징 가공이나 용접 가공에 의해 승온시켜도, Co, P 등의 석출물에 의해 재결정화가 늦어지므로 강도가 높다. 이때 일부의 재결정에 의해 연화가 생겨도, Co, P 등의 석출경화에 의해 강도가 유지된다. 또, 석출물이 석출되는 것에 의해 열전도성이 향상된다.

상기 드로잉 가공 전, 또는 상기 드로잉 가공 후에 350∼600℃, 10∼300분의 열처리를 실시하는 것이 바람직하다. 스피닝 가공시의 열영향에 의해 석출경화되지만, 적극적으로 (350∼600℃, 10∼300분의) 상기 열처리를 행하는 것에 의해 Co, P 등이 보다 더 석출된다. 이에 따라 강도와 열전도성이 향상된다.

도 1은 내압 전열 용기의 측단면도.

도 2는 본 발명의 제1 실시형태에 의한 내압 전열 용기의 작성 공정도.

도 3의 (a)는 상기 내압 전열 용기의 가공 중앙부의 금속조직 사진, (b)는 가공 단부의 금속조직 사진, (c)는 열영향부의 금속조직 사진, (d)는 직관부의 금속조직 사진, (e)는 종래의 내압 전열 용기의 가공 중앙부의 금속조직 사진, (f)는 가공 단부의 금속조직 사진, (g)는 열영향부의 금속조직 사진, (h)는 직관부의 금속조직 사진.

도 4의 (a)는 상기 내압 전열 용기의 가공 중앙부의 금속조직 사진, (b)는 가공 단부의 금속조직 사진.

도 5는 본 발명의 제2 실시형태의 변형예에 의한 내압 전열 용기의 측단면도.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

(제1 실시형태)

본 발명의 제1 실시형태에 의한 고기능 동관에 대해 설명한다. 본 발명에서는, 청구항 1 내지 청구항 4에 의한 고기능 동관에 있어서의 합금 조성의 합금(이하, 각각 제1 발명 합금, 제2 발명 합금, 제3 발명 합금, 제4 발명 합금이라고 한다)을 제안한다. 본 명세서에 있어서의 합금 조성에 있어서, [Co]와 같이 괄호가 붙은 원소 기호는 당해 원소의 함유량 값을 나타내는 것으로 한다. 또, 제1 내지 제 4 발명 합금을 총칭하여 발명 합금이라고 부른다.

제1 발명 합금은, 0.12∼0.32mass%(바람직하게는 0.13∼0.28mass%, 보다 바 람직하게는 0.15∼0.24mass%)의 Co와, 0.042∼0.095mass%(바람직하게는 0.046∼0.079mass%, 보다 바람직하게는 0.049∼0.072mass%)의 P와, 0.005∼0.30mass%(바람직하게는 0.01∼0.2mass%, 보다 바람직하게는 0.03∼0.16mass%, 또는, 특히 높은 열전도성이 필요한 경우는, 0.01∼0.045mass%)의 Sn을 함유하고, Co의 함유량 [Co]mass%와 P의 함유량 [P]mass%의 사이에,

X1=([Co]-0.007)/([P]-0.008)

로 하여, X1이 3.0∼6.2, 바람직하게는, 3.2∼5.7, 보다 바람직하게는 3.4∼5.1, 최적으로는 3.5∼4.6의 관계를 가지고, 또한 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성이다.

제2 발명 합금은, Co, P, Sn의 조성 범위가 제1 발명 합금과 동일하고, 또한 0.01∼0.15mass%(바람직하게는 0.02∼0.12mass%, 보다 바람직하게는 0.025∼0.09mass%)의 Ni, 또는 0.005∼0.07mass%(바람직하게는 0.008∼0.05mass%, 보다 바람직하게는 0.015∼0.035mass%)의 Fe 중 어느 1종 이상을 함유하고, Co의 함유량 [Co]mass%와 Ni의 함유량 [Ni]mass%와 Fe의 함유량 [Fe]mass%와 P의 함유량 [P]mass%의 사이에,

X2=([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]- 0.008)

로 하여, X2가 3.0∼6.2, 바람직하게는, 3.2∼5.7, 보다 바람직하게는 3.4∼5.1, 최적으로는 3.5∼4.6의 관계를 가지고, 또한,

X3=1.5×[Ni]+3×[Fe]

로 하여, X3이 0.015∼[Co], 바람직하게는, 0.035∼(0.9×[Co]), 보다 바람 직하게는 0.05∼(0.8×[Co])의 관계를 가지고, 또한, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성이다.

제3 발명 합금은, 제1 발명 합금의 조성에, 0.001∼0.5mass%의 Zn, 0.001∼0.2 mass%의 Mg, 0.001∼0.1mass%의 Zr 중 어느 1종 이상을 더 함유한 합금 조성이다.

제4 발명 합금은, 제2 발명 합금의 조성에, 0.001∼0.5mass%의 Zn, 0.001∼0.2mass%의 Mg, 0.001∼0.1mass%의 Zr 중 어느 1종 이상을 더 함유한 합금 조성이다.

다음으로, 각 첨가 원소의 첨가 이유를 설명한다. Co는, 단독의 첨가로는 높은 강도 및 내열성 등은 얻을 수 없다. 그러나, P, Sn과의 공첨가(共添加)로 열·전기전도성을 손상시키지 않고, 높은 강도 및 내열성을 얻을 수 있다. Co 단독으로는, 강도가 다소 향상되는 정도이며 현저한 효과는 없다. Co량의 상한(0.32mass%) 이상에서는 상기의 효과가 포화되어, 고온 변형저항이 높아져, 더욱 스피닝 가공에서의 드로잉 가공성이 저하되고, 또, 열·전기전도성이 낮아진다. Co량의 하한(0.12mass%) 이하에서는, P, Sn과 공첨가해도 강도 및 내열성을 높이는 효과를 얻을 수 없다.

P는 Co, Sn과의 공첨가로 열·전기전도성을 손상시키지 않고 높은 강도 및 내열성을 얻을 수 있다. P 단독으로는, 용탕 흐름성이나 강도를 향상시켜, 결정립을 미세화시킨다. P량의 상한(0.095mass%) 이상에서는, 상기 효과가 포화되어, 열·전기전도성이 손상되기 시작한다. 또, 주조시나 열간 압연시에 균열이 생기기 쉬 워지고, 또, 굽힘 가공성이 나빠진다. P량의 하한(0.042mass%) 이하에서는, 강도 및 내열성의 효과를 얻을 수 없다.

상술한 Co, P의 관계식을 만족하는 것을 전제로, Co: 0.12mass% 이상, P: 0.042mass% 이상에서 내열성, 내압 강도가 향상되는 효과를 발휘하기 시작한다. 첨가량이 늘어남에 따라 이들 효과는 향상된다. 바람직하게는 Co: 0.13mass% 이상, P: 0.046mass% 이상, 보다 바람직하게는 Co: 0.15mass% 이상, P: 0.049mass% 이상이다. 한편, Co: 0.32mass%, P: 0.095mass%를 초과하여 첨가하면 상기 효과가 포화될뿐만 아니라, 열간에서의 변형저항이 높아진다. 또한, 압출이나 스피닝의 가공에 문제가 생겨, 연성도 저하되기 시작한다. 따라서, Co: 0.28mass% 이하, P: 0.079mass% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 Co: 0.24mass% 이하, P: 0.072 mass% 이하이다.

Co와 P를 주체로 하는 석출물만으로는 매트릭스의 내열성은 불충분하다. 그러나, Sn의 첨가에 의해 매트릭스의 내열성이 향상되고, 특히 매트릭스의 연화 온도나 재결정화 온도를 상승시킨다. 그와 동시에, 강도, 신장, 굽힘 가공성을 향상시킨다. 그리고, 스피닝 가공 등의 열간 가공시에 생기는 재결정립을 미세화하고, Co, P 등의 용체화 감수성을 둔하게 한다. 또, Co와 P를 주체로 하는 석출물을 미세하게 균일 분산시키는 효과도 있다. Sn량의 상한(0.30mass%) 이상에서는, 열·전기전도성의 저하, 열간 변형저항이 높아져 열간에서의 관압출이나 드로잉 등의 가공이 곤란해진다. 바람직하게는, 0.2mass% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.16% 이하, 더욱 바람직하게는, 0.095mass% 이하이다. 특히, 높은 열전도성이 요구되는 경 우는 0.045mass% 이하가 좋다. Sn량의 하한(0.005mass%) 이하에서는, 매트릭스의 내열 특성이 저하된다.

높은 내압 강도, 내열성을 얻음과 함께, 더욱 높은 열·전기전도성을 얻으려면, Co, Ni, Fe, 및 P의 배합 비율이 매우 중요해진다. Co, Ni, Fe, 및 P가 화합된 석출물, 예를 들면 Co_xP_y, Co_xNi_yP_z, Co_xFe_yP_z 등의 평균 입자경이 2∼20㎚인 대략 원형, 또는 대략 타원형의 미세 석출물이 균일하게 분산되어 있고, 또는 모든 석출물의 90% 이상이 30㎚ 이하의 크기인 미세 석출물로서 균일하게 분산시키는 것에 의해, 800℃로 가열해도 그들 석출물에 의해 결정립 성장이 억제되어, 결과적으로 고강도를 얻을 수 있다. 또는, 그들의 석출경화에 의해 고강도를 얻을 수 있다. 나아가서는, 이들의 원소가 고용상태에 있는 경우라 해도, 고온에서의 가공 중, 또는 다른 배관과의 브레이징에 의한 접합 중에, 단시간에, 그들 석출물이 미세하게 분산되어 석출되므로, 재결정화가 느려지고, 재결정 온도가 상승되어, 내열성이 향상된다. 그리고, 드로잉 가공 중 등에서, 본 발명의 고기능 동관이 800℃, 또는 그 이상의 온도로 가열되면, 매트릭스는 재결정되지만, Co, P 등의 석출물에 의해, 재결정립의 성장이 억제되므로, 재결정립은 미세한 상태 그대로이다. 한편, 600℃로부터 700℃로 승온된 경우, Co, P 등의 미세한 석출물에 의한 석출경화(析出硬化)와 고용경화(固溶硬化)에 의해, 소관(素管) 제조과정, 그리고 드로잉 동관 제조과정에서 냉간 가공을 실시한 본 발명의 고기능 동관의 강도는 높다. 또한, 상술한 평균 입자경은, 2차원의 평면인 관찰면에서 계측된 길이이다. 또, 본 명세서에서 말하는 석출물에는 주조 단계에서 생긴 정출물(晶出物)은 당연히 제외된다.

Co, P, Fe, Ni의 함유량은 다음의 관계를 만족시켜야 한다. Co의 함유량 [Co]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와, Fe의 함유량 [Fe] mass%와, P의 함유량 [P]mass%의 사이에,

X1=([Co]- 0.007)/([P]-0.008)

로 하여, X1가 3.0∼6.2, 바람직하게는, 3.2∼5.7, 보다 바람직하게는 3.4∼5.1, 최적으로는 3.5∼4.6이어야 한다. 이 X1이 6.2를 초과하면 열전도성이 손상되고, 내압 강도, 내열성도 손상된다. 한편, X1이 3.0 이하이면, 특히 연성(延性)이 나빠져, 주조시나 열간에서 균열되기 쉬워진다. 또 열간 변형저항이 높아져, 내압 강도, 내열성, 열전도성도 손상된다. 또, Ni, Fe첨가의 경우에는,

X2=([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)

로 하여, X2가 3.0∼6.2, 바람직하게는, 3.2∼5.7, 보다 바람직하게는 3.4∼5.1, 최적으로는 3.5∼4.6이어야 한다. X2가 6.2를 초과하면 내열성이 불충분해지고 재결정 온도가 저하되어, 승온시의 결정립 성장을 억제할 수 없게 된다. 이 때문에, 드로잉 가공 후의 내압 강도를 얻을 수 없고, 또 열·전기전도성도 저하된다. X2가 3.0 이하에서는 열·전기전도성의 저하를 초래하여 연성이 손상된다. 내압 강도도 낮아진다.

또, Co 등의 각 원소의 배합 비율이 화합물에서의 구성 비율과 동일해도 모두 화합하는 것은 아니다. 상술한 식에 있어서 ([Co]-0.007)는, Co가 0.007mass%분 고용상태로 잔존하는 것을 의미하고, ([P]-0.008)는 P가 0.008mass%분 고용상태로 매트릭스에 잔류하는 것을 의미한다. 그리고, 석출물의 결합에 관여하는 Co와 P는 대략 질량비로 약 4:1 또는 약 3.5:1이면, 석출물의 화합상태는 바람직한 것이 된다. 그 석출물은, 예를 들면, Co₂P, Co₂ _. _aP, Co_xP_y로 나타난다. 단, 이들의 화합상태나 고용상태는, 온도나 가공률 등의 가공 조건에 따라 변동된다. 이들을 감안하여, 수식 X1의 한정 범위가 설정된다. 한정 범위를 초과하면, Co, P가 화합물에 관여하지 않고 고용상태가 되거나, 또는 목적으로 하는 Co₂P, Co₂ _. _aP 등의 화합상태와는 상이한 석출물이 되어, 높은 강도, 양호한 열전도성 또는 뛰어난 내열성을 얻을 수 없게 된다.

Fe, Ni 원소의 단독 첨가는, 내열성, 강도 등의 모든 특성 향상에 거의 기여하지 않고, 전기전도성을 저하시키지만, Fe, Ni는, Co와 P를 공첨가(共添加)한 기(基)에 있어서 Co의 기능을 일부 대체한다. 상술한 수식([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)에 있어서, [Ni]의 계수 0.85와, [Fe]의 계수 0.75는, Co와 P의 결합을 1로 한 경우에, Ni 또는 Fe가 P와 결합하는 비율을 나타낸 것이다. 그리고, 석출물의 결합에 관여하는 ([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe])와 [P]의 비율은, 대략 약 4:1 또는 약 3.5:1이면, 석출물의 화합상태는 바람직한 것이 된다. 그 석출물은, 상기의 Co₂P, Co₂ _. _aP, Co_xP_y에서 Co 대신에 Ni, Fe로 일부 치환된 Co_xNi_yP_z, Co_xFe_yP_z 등으로 나타난다. 단, 이들의 화합상태나 고용상태는, 온도나 가공률 등의 가공 조건에 따라 변동한다. 이들을 감안하여, 수식 X1과 마찬가지로 X2의 한정 범위가 설정된다. 한정 범위를 초과하면, Co, Ni, Fe, P가 화합물에 관여하지 않고 고용상태 가 되거나, 또는 목적으로 하는 Co₂P, Co₂ _. _aP의 화합상태와는 상이한 석출물로 되어, 높은 강도, 양호한 열전도성 또는 뛰어난 내열성을 얻을 수 없게 된다.

한편, 동(銅)에 다른 원소를 첨가하면 도전율이 나빠진다. 또, 열전도성과 전기전도성은 대략 같은 비율로 변동된다. 예를 들면, 일반적으로 순동에 Co, Fe, P를 0.02mass% 단독 첨가한 것만으로, 열·전기전도성이 약 10% 저하된다. 한편, Ni를 0.02mass% 단독 첨가하면, 열·전기전도성은 약 1.5% 저하된다. Co 등의 각 원소의 함유량이 적정 비율로부터 벗어나 고용상태가 되면 열·전기전도성이 명백하게 저하된다.

Ni는, 상술한 바와 같이 고용상태가 되어도 Co나 P의 고용상태에 비해 열전도성에 미치는 영향이 경미하다. 또, Ni의 P와의 결합력은, Fe나 Co의 P와의 결합력에 비해 약하다. 따라서, 상술한 식 ([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)의 값이 3.0∼6.2의 중심으로부터 큰 쪽으로 어긋나도, Fe, Co가 먼저 P와 결합하여, Ni가 고용되므로, 전기전도성의 저하를 최소한으로 억제한다. 그러나, Ni를 과잉(0.15mass% 이상이나 수식 (1.5×[Ni]+3×[Fe]≤[Co])를 넘는 양)으로 첨가하면, 석출물의 조성이 서서히 변화하여, 내압 강도, 내열성이 손상됨과 동시에 열전도성이 저하된다.

Fe는, Co와 P의 공첨가에 있어서, 미량의 첨가로 내압 강도, 내열성의 향상을 초래한다. 단, Fe를 과잉(0.07mass% 이상이나 수식(1.5×[Ni]+3×[Fe]≤[Co])를 넘는 양)으로 첨가하면, 석출물의 조성이 서서히 변화하여, 내압 강도, 내열성이 손상됨과 동시에 열전도성이 저하된다. 드로잉 가공 후의 금속조직, 또는, 당해 드로잉 가공이 실시된 동관을 다른 동배관과 접합한 후의 금속조직은, Co, P를 가지는 2∼20㎚, 즉 평균 입자경으로 2∼20㎚의 대략 원형 또는 대략 타원형의 미세 석출물이 균일하게 분산되어 있거나, 또는 모든 석출물의 90% 이상이 30㎚ 이하의 크기인 미세 석출물로서 균일하게 분산되어 있으므로, 본 발명의 고기능 동관은, 높은 내압 강도를 가진다.

Zn, Mg, Zr는, Cu의 리사이클 과정에서 혼입되는 S를 무해화하여, 중간 온도 취성을 저감시켜, 연성과 내열성을 향상시킨다. 또, Zn, Mg, Zr는, 합금을 강화시키고, 또한, Co, P의 균일 석출을 촉진시키는 작용을 가진다. 또, Zn는 납땜 습윤성, 브레이징성을 개선시킨다. 단, Zn는 상기의 효과가 있지만, 제품 제조 환경이나 사용 환경에서, 예를 들면, 200℃ 이상의 고온에서 진공 하, 또는 불활성 가스 하 등에서 제조되거나 또는 사용되는 경우, Zn이 분위기로 기화되어 장치 등에 증착되어, 문제가 되는 경우가 있다. 이와 같은 경우, 제1∼4 발명 합금에 있어서, Zn는 0.05mass% 미만으로 설정되어야 한다.

다음으로, 열간 압출로 만들어지는 고기능 동관의 제조공정을 설명한다. 또한, 본 발명은, 다른 소관 제조방법, 즉 원통 형상의 연속 주조물로부터, 소성 가공에 의한 발열을 이용하여 열간 상태로 하는 관 압연에 의한 방식이나, 만네스만 방식으로 소관을 얻어 상술한 바와 같이 냉간에서 구하는 치수의 관재(管材)를 얻는 방법에도 적용된다. 상술한 조성의 주괴를 770∼970℃로 가열 후, 열간 압출한다. 주괴의 가열 온도는 800∼970℃가 좋고, 850∼960℃가 보다 바람직하다. 하한 의 온도는, 주괴의 조직을 파괴하여, 열간 가공 조직으로 하는 것, 압출시의 변형저항을 낮게 하는 것, 그리고 Co, P를 고용 상태로 하기 위해서 필요하다. 그 효과를 더욱 높이기 위해서, 하한의 온도는, 바람직하게는, 800℃ 이상이며, 보다 바람직하게는 850℃ 이상이다. 970℃을 초과하면, 열간 압출시의 동적 재결정 또는 가공 직후의 정적 재결정에 의해, 압출 소관의 결정립이 조대화된다. 또, Co, P의 고용 상태는 포화에 이르러, 가열에 사용되는 에너지도 낭비이다.

또한, 스피닝 가공이나 다른 배관 등과의 브레이징에 의한 접합을 고려한 경우, 본원의 과제와 일견 모순되는 것 같지만, 가공 전의 동관의 열전도성은 나쁜 편이 좋다. 왜냐하면, 스피닝 가공의 경우, 변형량이 큰 가공 중앙부(4)에 있어서 가공열이 열확산되지 않고 고온을 유지하는 편이 변형저항이 작아져, 보다 큰 변형을 용이하게 행할 수 있다. 내압 성능에 효과가 있는 것은, 지름이 큰 가공 단부(5)나 열영향부(6)의 강도이므로, 이들 부위로의 열확산이 적은 편이 좋다. 또한, 접합시의 브레이징에 있어서 열전도성이 좋으면, 드로잉 가공부(8) 전체가 가열되므로, 가공 단부(5)나 열영향부(6)의 온도가 상승된다. 내압 전열 용기의 형상에 따라서는, 열전도성과 정(正)의 상관 관계가 있는 도전율에 있어서, 가공 전의 동관의 도전율은 60% IACS 이하가 좋다.

압출 후의 600℃까지의 냉각속도는 10∼3000℃/초로 한다. Co 등이 고용된 채로, 즉 거의 Co 등이 석출되지 않는 편이 열간 압출 후의 추신 등의 냉간 가공이 쉬우므로, 냉각속도는 빠른 편이 바람직하다. 그러나, 본 발명 합금의 경우는 강제 공냉에서의 냉각속도인 예를 들면 30℃/초에서도, Co 등은 냉각 과정에서 거의 석 출되지 않는다. 따라서, 바람직한 냉각속도는, 30℃/초 내지 3000℃/초이다.

열간 압출 후에 냉간의 압연, 또는 추신을 반복하여 소관으로 한다. 이 냉간 가공의 가공률은 70% 이상으로 한다. 가공률을 70% 이상으로 함으로써, 가공경화에 의해 약 450N/㎟ 이상의 인장 강도를 얻을 수 있다. 이 강도는, 종래 사용하고 있는 인탈산동 Ｃ1220보다 약 30% 높다. 그리고, 추신 등에 의해 얻어진 소관에 스피닝 가공 등을 행하여 내압 전열 용기를 제조한다. 스피닝 가공은, 소관의 외경이나 두께 등에 따라 다르지만, 몇 초 내지 십몇 초 정도로 행해진다. 형상의 정밀도를 좋게 하기 위해, 스피닝 가공 후, 관의 선단은 10초 정도, 다이스 또는 롤러에 눌려진다. 이리하여 얻어진 내압 전열 용기는 이대로 사용해도 되지만, 스피닝 가공 후에 350∼600℃, 10∼300분의 열처리를 행해도 된다. 또한, 이 열처리는, 시간과 온도의 관계에서, 시간을 t(분), 온도를 T(℃)로 하면,

6.4≤T/80+logt≤8.4

를 만족하는 것이 바람직하고, 최적으로는,

6.5≤T/80+logt≤8.0

을 만족하는 것이 바람직하다.

이 열처리는, 매트릭스에 고용되어 있는 Co, P 등을 석출시켜서, 강도, 연성, 특히 열전도성을 향상시키는 것을 목적으로 하고 있다. 온도나 시간이 불충분하면 석출되지 않으므로 효과가 없고, 또, 온도나 시간이 과잉이면, 합금이 재결정되어 강도가 저하된다. 또한, 이 열처리는, 스피닝 가공 후에 행하는 것이 바람직하지만, 스피닝 가공 전에 행해도 효과가 있다.

또, 내압 전열 용기의 제조방법으로서는, 상술한 바와 같은 열간 압출, 관 압연, 추신을 행하지 않고, 압연판을 통 형상으로 구부려, 용접해서 관으로 한 용접관을 이용해서, 스피닝 가공을 행해도 된다. 이 압연판은, 압연한 경질재여도 되고, 열처리한 연질재여도 상관없지만, 스피닝 가공을 행할 수 있는 강도가 필요하다. 압출관을 이용한 것과 마찬가지로, 내압성이 높은 내압 전열 용기를 얻을 수 있다. 또, 스피닝 가공 전, 또는 스피닝 가공 후에 350∼600℃, 10∼300분의 열처리를 행하는 것에 의해, 내압성과 열전도성이 향상된다.

(실시예)

상술한 제1 발명 합금, 제2 발명 합금, 제3 발명 합금, 제4 발명 합금 및 비교용의 조성의 동을 이용하여 고기능 동관을 작성하고, 고기능 동관에 드로잉 가공을 실시하여 내압 전열 용기를 작성했다. 표 1은, 내압 전열 용기를 작성한 합금의 조성을 나타낸다.

[표 1]

합금은 제1 발명 합금인 합금 No. 1∼3과, 제2 발명 합금인 합금 No. 4∼6과, 제3발명 합금인 합금 No. 7, 14, 16과, 제4 발명 합금인 No. 8∼13, 15과, 비교용으로서 발명 합금에 근사한 조성의 합금 No. 21∼29와 종래의 인탈산동인 Ｃ1220의 합금 No. 31, 32이다. 복수의 공정 패턴에 따라, 임의의 합금으로 내압 전열 용기를 작성했다.

도 2는 내압 전열 용기의 작성 공정을 나타낸다. 공정 패턴 A는, 처음에 Φ 220㎜의 주괴를 850℃로 가열하여, 외경 65㎜, 두께 6㎜의 관을 물속에 압출했다. 이때의 열간 압출 직후의 관 온도부터 600℃까지의 냉각속도는 약 100℃/초였다. 이어서, 압출 후에 추신을 반복하여 소관을 작성했다. 소관의 치수는 외경 50㎜, 두께 1㎜ 및 외경 30㎜, 두께 1㎜를 기본으로 했다. 이때, 몇 개의 합금에 대해서는, 외경 50㎜에서는 두께 1.5㎜, 0.7㎜, 0.5㎜인 소관을, 외경 30㎜에서는, 두께 1.25㎜, 0.6㎜, 0.4㎜인 소관을 작성했다. 추신 후에는 소관을 길이 250㎜, 또는 200㎜로 절단하고, 양 단을 스피닝 가공에 의해 드로잉했다. 스피닝 조건은, 외경이 50㎜인 소관의 경우는 1200rpm, 평균 이송량 15㎜/초로 하고, 외경이 30㎜인 소관은 1400rpm, 평균 이송량 35㎜/초로 했다.

공정 패턴 B는, 공정 패턴 A의 압출 후의 냉각을 강제 공냉으로 행하고, 이때의 600℃까지의 냉각속도는 약 30℃/초였다. 공정 패턴 C는, 공정 패턴 A에서의 스피닝 가공 전에 395℃에서 240분의 열처리를 하였다. 공정 패턴 D는, 공정 패턴 A에서의 스피닝 가공 후에 460℃에서 50분의 열처리를 하였다. 그리고, 공정 패턴 A를 기본으로 하여, 임의의 합금으로 공정 패턴 B 내지 D에 의해 내압 전열 용기를 작성했다. 공정 패턴 C 및 공정 패턴 D의 열처리 조건은, 식별번호 <43>이나 <81>에서 기술한 Co, P 등을 석출시키는 350∼600℃, 10∼300분의 열처리 조건이다.

상술한 방법에 의해 작성한 내압 전열 용기의 평가로서, 내압 강도, 비커스 경도, 도전율을 측정했다. 또, 금속조직을 관찰하여 재결정률, 결정 입자경, 및 석출물의 지름과 30㎚ 이하의 크기인 석출물의 비율을 측정했다. 또, 스피닝 가공 중의 성형성과 변형저항을 스피닝 가공의 가공성으로부터 평가했다. 또한, 내압 전열 용기는, 제조 조건마다 2개 준비했다. 하나는, 상기와 동일한 드로잉 관부(3)의 일단을 인동납(7mass% P-Cu)에 의해 내압 시험의 황동제의 지그에 접속하고, 타단을 동납으로 밀폐해서, 내압 강도를 측정했다. 나머지 하나는, 브레이징하지 않고 내압 전열 용기인 채로, 금속조직, 비커스 경도, 도전율 등의 모든 특성을 조사했다. 또한, 가공 단부(5) 및 열영향부(6)의 부분을 잘라 700℃로 가열된 염욕 내에 20초간 침지 후, 꺼내어 공냉했다. 그리고, 비커스 경도와 재결정률을 측정했다. 이 700℃, 20초 가열 후의 비커스 경도와 재결정률 및 상기의 내압 강도로부터 내열성을 평가했다.

내압 강도의 측정에 대해서는, 내압 전열 용기의 일단을 인동납(7mass% P-Cu)에 의해 내압 시험의 황동제의 지그에 접속하고, 타단을 인동납으로 밀폐하여 수압을 가해서 내압 압력을 측정했다. 이 브레이징시에는, 우선, 내압 전열 용기의 일단 전체를 버너로 예열하고, 내압 전열 용기의 접속부(가공 중앙부)는 버너로 수초간(7, 8초간), 약 800℃로 가열했다. 그리고, 내압 시험에서는, 수돗물을 이용하여 서서히 내압을 높여서, 대략 1㎫마다 외경을 측정하면서 수압 테스트하여, 파열까지 이르게 했다. 외경을 측정할 때에는, 수압을 상압으로 되돌려 탄성변형에 의한 팽창의 영향이 없도록 했다. 이 내압 강도의 측정에서는, 내압 전열 용기를 시험기의 지그에 브레이징하고 있다. 따라서 내압 전열 용기가 실제로 다른 동배관 등과 브레이징되어 사용되는 상태에서의 평가로 되어 있다.

내압이 가해지는 압력용기에서는, 사용할 수 있는 허용 압력 P와 외경 D, 두께 T, 재료의 허용 인장 응력 σ과의 관계는, JIS B 8240(냉동용 압력용기의 구조)에 있어서,

P=2σ/(D/T-0.8)

로 되어 있다. 또한, D가 T에 대해서 클 때는, 근사적으로

P=2σT/D로 할 수 있다. 내압 전열 용기에서도, 일반적으로 내압 압력 P는 P=a×T/D로 되어 있고, 그 비례계수 a는 재료에 의해 정해져, 비례계수 a가 클수록, 내압 압력은 커진다. 여기서, a=P×D/T가 되므로, 내압 전열 용기가 파열되는 압력을 파열 압력 P_B로 하여, 본 명세서에서는 내압 전열 용기가 파열되는 재료 강도로서 파열 압력 지수 PI_B를 다음과 같이 정한다.

PI_B=P_B×D/T

이 PI_B에 의해, 내압 전열 용기의 파열에 대한 재료의 강도를 평가한다.

또, 내압 전열 용기는, 내압에 의해 파열에까지 이르지 않더라도, 작은 내압에 의해 생기는 반복의 변형에 의한 피로 파괴나 신생면이 나오는 것에 의한 부식 등을 발생시킨다. 따라서, 기능상 및 안전상 문제가 된다. 그래서, 내압 전열 용기가 내압에 의해 소량 변형될 때의 압력을 평가했다. 본 명세서에서는, 이 압력에 의해 내압 전열 용기의 외경이 0.5% 커질 때의 내압을 P₀ _.5%로 하고, 내압 전열 용기가 변형을 개시하는 재료 강도로서 0.5% 변형 압력 지수 PI₀ _.5%를 다음과 같이 정한다.

PI₀ _.5%= P₀ _.5%×D/T

이 PI₀ _.5%와 마찬가지로, 내압 전열 용기의 외경이 1% 커질 때의 내압을 P₁ _%로 하여, 1% 변형 압력 지수 PI₁ _%를 다음과 같이 정한다.

PI₁ _%=P₁ _%×D/T

이 PI₀ _.5% 및 PI₁ _%에 의해, 내압 전열 용기의 초기 변형에 대한 재료의 강도를 평가한다.

비커스 경도의 측정에서는, 가공 중앙부(4), 가공 단부(5), 열영향부(6), 직관부(7)의 강도를 측정했다. 또, 가공 단부(5) 및 열영향부(6)를 잘라낸 소편(小片)은, 상술한 바와 같이 700℃로 가열된 염욕 내에 20초간 침지하여, 가열 후의 경도와 재결정률을 측정했다.

재결정률의 측정은 다음과 같이 행했다. 100배의 금속 현미경의 조직 사진으로부터 미재결정립(未再結晶粒)과 재결정립을 구별하고, 재결정된 부분이 차지하는 비율을 재결정률로 했다. 즉, 관의 추신 방향으로 금속조직의 흐름이 있는 상태를 미재결정부로 하고, 쌍정(雙晶)을 포함하는 명료한 재결정립을 재결정부로 했다. 미재결정부인지 재결정부인지의 판별이 불명료한 것에 대해서는, 일부의 시료에서, 200배의 EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern, 전자선 후방 산란 회절 도형)에 의한 결정립 맵으로부터 방위차 15도 이상의 입계에 둘러싸인 영역에서, 추신 방향의 길이가 추신 방향에 수직인 방향의 길이보다 3배 이상인 영역을 미재결정 영역으로 하고, 그 영역의 면적률을 화상 해석(화상 처리 소프트 「WinROOF」로 2치화한다)에 의해 측정했다. 그 값을 미재결정률로 하고, 재결정률=(1-미재결정률)로 했다. EBSP는, 니혼덴시(주)의 FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope: 전계 방출형 주사 전자현미경, 제품번호 JSM-7000F FE-SEM)에, (주) TSL 솔루션즈의 OIM(Orientation Imaging Microscopy, 결정 방위 해석 장치, 제품번호 TSL-OIM 5.1)을 탑재한 장치에 의해 작성했다.

결정 입자경의 측정은, 금속 현미경 사진으로부터, JIS H 0501에 있어서의 신동품(伸銅品) 결정 입도 시험 방법의 비교법에 준하여 측정했다.

석출물의 입자경에 대해서는, 우선, 150,000배의 TEM(투과 전자현미경)의 투과 전자상을 상술한 「WinROOF」에 의해 2치화하여 석출물을 추출했다. 그리고 각 석출물의 면적의 평균치를 산출하고, 면적의 평균치로부터 계산한 입자경을 평균 입자경으로 했다. 또, 각각의 석출물의 입자경으로부터, 30㎚ 이하의 석출물 개수의 비율을 측정했다. 단, 150,000배의 TEM의 투과 전자상에서는, 얻어진 상을 더욱 확대해도 1㎚ 정도까지밖에 관찰할 수 없기 때문에, 1㎚보다 큰 석출물 중에서의 비율이 된다. 또한, 치수의 측정 정밀도상, 2㎚ 미만의 석출 입자에 대해서는, 문제가 있다고 생각되었지만, 2㎚ 미만의 석출 입자가 차지하는 비율이, 모든 시료에서 20%에 못 미쳤기 때문에, 이대로 측정을 계속했다. 또한, 석출물의 측정은 가공 중앙부(4)에서 행하고, 일부, 가공 단부(5)의 재결정부에서도 행했다. 또, 금속조직이 미재결정 상태이면 전위(轉位) 밀도가 높으므로, TEM으로 석출물의 측정이 곤란하다. 따라서, 미재결정부에 있는 석출물은 TEM에 의한 측정 개소로부터 제외하고 있다.

열전도도의 평가는, 대용(代用) 특성으로서 전기전도도에 의해 평가했다. 전기전도도와 열전도도는 대략 1차의 정의 상관관계에 있으며, 일반적으로 전기전도 도가 열전도도 대신에 사용되고 있다. 도전율 측정 장치는, 일본 푀르스터 주식회사 제(SlGMA TEST D2.068)를 사용했다. 또한, 본 명세서에서는, 「전기전도도」와 「도전율」의 단어를 동일한 의미로 사용한다.

상술한 시험의 결과에 대해, 처음으로 조성의 차이에 의한 차에 대해 발명 합금과 Ｃ1220을 비교하여 설명한다. 표 2, 3은, 공정 패턴 A에 의해 외경 50㎜, 두께 1㎜인 소관을 각 합금에 대해 작성하고, 그 소관의 양단을 스피닝 가공에 의해 외경 14.3㎜, 두께 1.1㎜로 드로잉한 내압 전열 용기의 시험 결과를 나타낸다. 또한, 이들 표에 있어서는, PI_B, PI₀ _.5%, PI₁ _%를 각각 PI(B), PI(0.5%), PI(1%)로 나타낸다. 또, 시험한 동일 시료를, 후술하는 시험 결과의 각 표에 있어서 상이한 시험 No. 로서 기재하고 있는 경우가 있다(예를 들면, 표 2, 3의 시험 No. 1의 시료와 표 12, 13의 시험 No. 81의 시료는 같다).

[표 2]

[표 3]

도 3은, 표 2, 3에 기재된 시험 No. 1의 제1 발명 합금과 시험 No. 14의 Ｃ1220의 각 부의 금속조직을 나타낸다. 도 4는, 표 2, 3에 기재된 시험 No. 1의 제1 발명 합금에 있어서의 가공 단부와 시험 No. 7의 제4 발명 합금에 있어서의 가공 중앙부에서의 석출물을 나타낸다. 또한, 가공 단부의 석출물은 작았기 때문에, 얻은 상을 더욱 확대하고 있다.

파열 압력 지수 PI_B는, 종래의 Ｃ1220에서는 500 이하인데 반해, 제1, 제2, 제3 및 제4 발명 합금 모두 800 이상의 높은 결과로 되어 있다. 이 파열 압력 지수 PI_B는 600 이상이 좋고, 바람직하게는 700 이상이며, 최적으로는 800 이상이 좋다. 또한, 초기 변형하는 압력을 나타내는 0.5% 변형 압력 지수 PI₀ _.5%에서는, Ｃ1220가 150 정도인 것에 반해, 각 발명 합금은 750 이상으로 5배 이상의 높은 결과로 되어 있다. 이 PI₀ _.5%는 300 이상이 좋고, 바람직하게는 350 이상이며, 최적으로는 450 이상이 좋다. 1% 변형 압력 지수 PI₁ _%에서도, 각 발명 합금은 Ｃ1220의 4배 이상의 높은 결과로 되어 있다. 이 PI₁ _%는 350 이상이 좋고, 바람직하게는 400 이상이며, 최적으로는 500 이상이 좋다. 이와 같이, 각 발명 합금은 Ｃ1220에 비해 내압 강도가 높고, 특히 변형의 초기 단계에서의 강도에 있어서 큰 차가 있다.

재결정률은, Ｃ1220에 대해서는, 직관부에서 0%이며, 열영향부(6), 가공 단부(5), 가공 중앙부(4)에서는 100%이다. 한편, 각 발명 합금에 대해서는, 직관부(7), 열영향부(6)는 0%이며, 가공 단부(5)에서 5∼40%이다. 그리고, 가공 중앙부(4)에서 100%로 되어 있고, 열영향부(6)와 가공 단부(5)에서 큰 차가 있다. 드로잉 가공부(8)의 재결정률(열영향부(6)와 가공 단부(5)의 재결정률의 평균)은, Ｃ1220에서는 100%인데 반해, 각 발명 합금에서는 20% 이하로 되어 있다. 이 드로잉 가공부(8)의 재결정률은, 50% 이하가 좋고, 바람직하게는 40% 이하이며, 가장 바람직하게는 25% 이하이다. 내압 강도는, 열영향부(6)와 가공 단부(5)의 강도에 크게 영향을 받으므로, 이 재결정률의 차는, 상술한 내압 강도의 결과와 충분히 일치한다. 또, 가공 중앙부(4)의 재결정 입자경에 대해서도 Ｃ1220에서는 120㎛인데 반해 각 발명 합금에서는 20㎛ 이하로 되어 있고, 가공 중앙부(4)의 강도는 각 발명 합금이 Ｃ1220보다 높다.

석출물에 대해서는, 표 2, 3의 시험 No. 1, 3, 5, 7, 14의 가공 중앙부(4)와 가공 단부(5)를 관찰했다. 가공 중앙부(4)에서는, 각 발명 합금에서 대략 원형, 또는 대략 타원형의 미세한 석출물이 균일하게 석출되어 있고, 평균지름이 12∼16㎚였다. 또, 전체 석출물 중에서 지름이 30㎚ 이하인 석출물의 개수의 비율이 95% 정도였다. 한편, Ｃ1220에서는 석출물이 검출되지 않았다. 이들의 미세 석출물에 의해, 스피닝 가공 중 800℃, 또는 800℃ 이상으로 온도가 올라가도, 결정립의 성장이 억제되어, 높은 강도를 가지고 있다고 생각된다. 가공 단부(5)에서의 관찰은 시험 No. 1, 7에서 행했다. 대략 원형, 또는 대략 타원형의 미세한 석출물이 균일하게 석출되어 있고 석출물의 평균지름은 시험 No. 1이 3.5㎚이고 시험 No. 7이 3.4㎚이며, 각각 가공 중앙부(4)보다 더욱 미세했다. 스피닝 가공 중, 약 700℃, 또는 700℃ 이상으로 온도가 올라가도, 이들의 미세 석출물에 의해, 발명 합금은 강화되어, 부분적으로 생기는 재결정핵의 생성 등에 의한 매트릭스의 연화를 상쇄시켜, 높은 강도를 유지하고 있다고 생각된다. 또, 각각의 시료의 브레이징 후의 석출물을 관찰했는데, 가열 전의 상기와 동일한 형태였다.

이와 같이, Co, P 등의 석출물은, 각 부위에서 평균 입자경이 3∼16㎚로 미세하지만, 고온 상태에서 2가지의 큰 역할을 하고 있다. 하나는, 가공 중앙부(4)에서는, 스피닝 가공 중 약 800℃, 또는 800℃ 이상으로 온도가 올라 완전히 재결정되지만, 석출물에 의해 재결정립의 성장이 억제되어, 미세한 재결정 조직이 된다. 또 하나는, 강도가 필요한 가공 단부(5)는, 약 700℃, 또는 약 750℃로 온도가 올라가지만, 보다 미세한 석출물의 형성에 의해, 재결정화를 방해한다. 그리고, 부분적으로 재결정화된 부분의 석출물은 미세하기 때문에, 석출경화에 의해 높은 강도 를 유지한다. 또한, 500℃, 또는 그 이상으로 온도가 올라가는 열영향부(6)의 석출물은, 가공 조직이기 때문에 관찰할 수 없다. 그러나, 도전율이 올라가고 있는 점에서, 가공 단부(5)와 동등 또는 그 이하의 크기의 Co, P 등의 석출물이 형성되어 있다고 생각된다. 이와 같이, 열영향부(6)는, 승온에 의해 매트릭스는 조금 연화되지만, 석출물의 형성에 의해, 경도의 저하는 거의 없다.

비커스 경도에 대해서는, Ｃ1220와 각 발명 합금에서 차가 있고, 특히 내압 강도에 영향을 주는 열영향부(6)와 가공 단부(5)에서 큰 차가 있다. Ｃ1220에서는, 열영향부(6), 가공 단부(5) 모두 50 정도인데 반해, 각 발명 합금에서는 열영향부(6)에서 130∼150, 가공 단부(5)에서 100∼110 정도로 되어 있다. 이 비커스 경도의 결과는 재결정률과도 충분히 일치하고 있다. 700℃, 20초 가열 후의 비커스 경도는, 원래 시료의 열영향부(6), 가공 단부(5)보다 약 2∼10포인트 저하되어 있을 뿐, 모두 비커스 경도 90 이상이다. 이에 따라, 내압 전열 용기는 다른 동관 등과 여러 가지 조건으로 브레이징해도, 높은 강도를 가진다고 생각된다. 또, 가열 후의 열영향부(6)의 재결정률은, 모두 10% 이하이며, 높은 내열성을 유지하고 있다.

도전율은, Ｃ1220가 각 부분에서 80% IACS 정도인데 반해, 각 발명 합금에서는 각 부분에서 50∼80% IACS 정도이며 Ｃ1220와 거의 동등한 도전율로 되어 있다.

700℃, 20초 가열 후의 비커스 경도는, Ｃ1220의 경우, 초기값 그 자체가 낮고, 또 가열 전보다 10 정도 저하되어 있지만, 발명 합금은 가열 전과 동등하며, 재결정도 진행되지 않았다. 이 결과와 상술한 내압 강도의 결과로부터, 발명 합금 은 내열성이 뛰어나다.

표 4, 5는, 소관 치수가 외경 50㎜, 두께 1.5㎜인 소관을 외경 17㎜, 두께 2㎜로 스피닝 가공한 경우의 데이터를 나타내고, 표 6, 7은, 소관 치수가 외경 30㎜, 두께 1㎜인 소관을 외경 12.3㎜, 두께 1.3㎜로 스피닝 가공한 경우의 데이터를 나타낸다.

[표 4]

[표 5]

[표 6]

[표 7]

표 4, 5 및 표 6, 7의 소관 치수에서도, 표 2, 3의 치수의 경우와 마찬가지로 각 발명 합금은 Ｃ1220에 비해 강도가 높고, 도전율이 동등한 결과가 되었다.

다음으로, 합금 조성이 발명 합금의 조성 범위를 벗어난 경우의 특성을 설명한다. 표 2, 3의 시험 No. 12, 표 4, 5의 시험 No. 25, 26, 표 6, 7의 시험 No. 36의 합금은 P의 양이 발명 합금의 범위보다 적은 경우이다. 이들의 합금은 모두 발명 합금에 비해 내압 강도가 낮고, 열영향부(6)나 가공 단부(5)의 재결정률이 높고, 비커스 경도가 낮은 결과로 되어 있다. 이는, P의 양이 적으므로, Co, P 등의 석출량이 적기 때문이라고 생각된다.

표 6, 7의 시험 No. 37의 합금은 P와 Co의 양이 각 발명 합금의 범위보다 적은 경우이다. 발명 합금에 비해 내압 강도가 낮고, 열영향부(6)나 가공 단부(5)의 재결정률이 높고, 비커스 경도가 낮은 결과로 되어 있다. 이는, P와 Co의 양이 적 으므로, Co, P 등의 석출량이 적기 때문이라고 생각된다.

표 2, 3의 시험 No. 13의 합금은, ([Co]-0.007)/([P]-0.008)의 값이 발명 합금의 범위보다 큰 경우이다. 발명 합금에 비해 내압 강도가 낮고, 열영향부(6)나 가공 단부(5)의 재결정률이 높고, 비커스 경도가 낮은 결과로 되어 있다.

표 6, 7의 시험 No. 38의 합금은 (1.5×[Ni]+3×[Fe])의 값이 [Co]의 값보다 큰 경우이다. 발명 합금에 비해 내압 강도가 낮고, 열영향부(6)나 가공 단부(5)의 재결정률이 높고, 비커스 경도가 낮은 결과로 되어 있다.

표 6, 7의 시험 No. 39의 합금은, P의 양이 발명 합금의 범위보다 많은 경우인데, 추신시에 균열이 발생하여, 소관을 얻을 수 없었다.

다음으로, 스피닝 가공시의 성형성, 변형저항에 대해 설명한다. 상술한 표 2∼7의 각 시험에서의 스피닝 가공에 있어서, 소관의 외경이 50㎜인 경우는 1200rpm, 평균 이송 속도 15㎜/초로 드로잉 가공을 하고 있다. 또, 소관의 외경이 30㎜인 경우는 1400rpm, 평균 이송 속도 35㎜/초로 드로잉 가공을 하고 있다. 표 8, 9의 시험에서는, 소관의 두께를 표 2∼7과 다르게 하고 있다. 표 8, 표 9는 외경 50㎜, 두께 0.5∼1㎜인 소관과 외경 30㎜, 두께 0.4∼1.25㎜인 소관을, 회전수와 이송 속도의 시험조건을 표 2∼7에서의 외경이 동일한 시험과 동일하게 하여 스피닝 가공한 결과를 나타내고 있다.

[표 8]

[표 9]

표 2∼9 중 어느 발명 합금도 성형 불량 없이 가공할 수 있었다. 이와 같이 성형 불량이 발생하지 않고, 또 가공 중앙부(4)가 재결정되어 있으므로, 본 발명 합금은 이들의 가공 조건에서의 스피닝 가공 중의 변형저항은 작다.

또, 표 10, 11에, 더 가공 조건을 변화한 실시예를 나타낸다.

[표 10]

[표 11]

각종 발명 합금에서, 평균 이송 속도 20㎜/초, 1200rpm, 및 평균 이송 속도 40㎜/초, 1800rpm으로, 외경이 30㎜이며 두께가 0.6㎜ 및 1.25㎜인 소관으로 드로잉했다. 또, 평균 이송 속도 20㎜/초에 900rpm 및 1600rpm으로, 외경이 50㎜이며 두께 1㎜인 소관으로 드로잉했다. 어느 시험에서도 성형 불량이 발생하지 않고, 또 가공 중앙부(4)가 재결정되어 있다. 따라서, 스피닝 가공 중의 변형저항은 작고, 내압 강도 등의 특성도 문제없었다. 스피닝 가공에서는, Ｃ1220는 소관의 두께가 1㎜보다 얇으면 성형 불량이 발생하므로, 발명 합금이 가공성이 양호하다.

다음으로, 제조공정의 영향에 대해 설명한다. 표 12, 13은, 제1, 제2, 제4 발명 합금을 이용하여 공정 패턴 A∼D에 의해 외경 50㎜, 두께 1㎜, 또는 외경 30 ㎜, 두께 1㎜인 소관을 작성하고, 스피닝 가공에 의해 외경 14.3㎜, 두께 1.1㎜, 또는, 외경 12.3㎜, 두께 1.3㎜로 드로잉한 경우의 데이터를 나타낸다.

[표 12]

[표 13]

공정 패턴 B에 의해 압출 후의 냉각을 에어로 강제 공냉으로 하여 작성한 시험 No. 82, 86, 90은, 압출 후의 냉각이 수냉인 공정 패턴 A로 작성한 시험 No. 81, 85, 89와, 각 특성에서 동등하거나 혹은 조금 낮은 값을 나타내고 있다. 냉각속도는 빠른 쪽이 Co, P 등이 보다 많이 고용되므로, 공정 패턴 B보다 공정 패턴 A 가 내압 강도 등이 높다. 그러나, 본 발명 합금의 용체화 감수성이 둔하기 때문에, 압출 후의 냉각이 강제 공냉이어도 수냉과 마찬가지로 Co, P 등의 대부분이 고용되어 있으므로, 공정 패턴 A와 공정 패턴 B에서의 차가 작고, 공정 패턴 B도 양호한 결과를 나타내고 있다.

공정 패턴 C에 의해 스피닝 가공 전에 395℃에서 240분의 열처리를 행하여 작성한 시험 No. 83, 87, 91은, 내압 강도, 재결정률, 결정 입자경, 석출물의 석출 상황, 비커스 경도가, 공정 패턴 A로 작성한 것과 동등하다. 또, 도전율은 공정 패턴 A의 것보다 높아, 표 2∼7에서의 Ｃ1220와 동등한 값으로 되어 있다. 이 스피닝 가공 후의 금속조직에는, Co, P를 가지는 2∼20㎚의 대략 원형, 또는 대략 타원형의 미세 석출물, 또는 모든 석출물의 90% 이상이 30㎚ 이하의 크기인 미세 석출물이 균일하게 분산된다. 또, 공정 패턴 D로 스피닝 가공 후에 460℃에서 50분의 열처리를 하여 작성한 시험 No. 84, 88, 92도, 공정 패턴 C의 것과 동일한 결과를 나타내고 있다. 공정 패턴 C, D와 같이 스피닝 가공의 전후에 열처리하면 P 등의 석출이 촉진되기 때문에, 도전율이 높아진다고 생각된다.

다음으로, 압출 전의 주괴의 가열 온도의 영향에 대해 설명한다. 표 14, 15는 제1∼제4 발명 합금을 이용하여, 공정 패턴 A 및 D에서의 주괴 가열 온도를 바꾼 경우의 데이터를 나타낸다.

[표 14]

[표 15]

공정 패턴 A 및 D의 주괴 가열 온도는 850℃이지만, 공정 패턴 A1 및 D1은 910℃로 하고, 공정 패턴 A2는 830℃로 했다. 가열 온도는 높은 쪽이 비커스 경도가 높고, 그 결과, 내압 강도가 높다. 이는, 가열 온도가 높은 쪽이 Co, P 등이 보다 많이 고용되고, 재결정화가 약간 늦어지며, 얻어지는 석출 입자가 미세하게 되어, 결정 입자경이 작아졌기 때문이라고 생각된다. 또, 가열 온도가 높은 쪽이 직관부(7)의 도전율이 조금 낮다. 이는 Co, P가 많이 고용되어 있는 것이라고 생각된다.

상술한 평가 결과에 기초하여, 본 실시형태에 의한 고기능 동관의 특성에 대해 설명한다. 본 고기능 동관은, 열간 압출 후의 온도로부터 600℃의 온도 범위에 있어서, 10∼3000℃/초로 냉각된다. 그 후, 냉간 추신 등으로 70% 이상의 가공률이 더해지고, 가공경화에 의해 고강도가 된다. 고강도가 되므로, 얇은 두께로 되어 있어도 이후에 행해지는 고속 회전의 스피닝 가공을 행할 수 있다. 냉간 가공 후의 소관의 상태에서는, Co, P 등이 충분히 고용된다. 일부에서 10㎚ 정도의 Co, P나 경우에 따라서는 Ni, Fe를 포함한 미세한 석출물을 가지고 있다. Co, P 등이 충분히 고용되어 있으므로, 즉 드로잉 가공 전의 동관의 열전도성이 낮으므로, 스피닝 가공시나 브레이징시에 열이 확산되지 않는다. 따라서 가공하기 쉽고, 가공 단부(5)나 열영향부(6)의 온도 상승이 적다. 또, 브레이징시에 있어서도, 예열이 적어도 되어, 가공 단부(5)나 열영향부(6)의 온도 상승이 억제된다. 이와 같이, 드로잉 가공 전의 동관의 열전도성이 낮으므로 가공하기 쉽고, 또한 드로잉 가공 후의 가공부의 열전도성은, 가공열 등에 의해 향상되어 있으므로, 내압 전열 용기로서는 적합하다.

그리고, 스피닝 가공이 행해지면, 가공 중앙부(4)는 가공열에 의해 800∼950℃로 온도가 올라간다. 750℃ 부근에서 재결정화되기 시작하므로, 가공 중 급격하게 변형저항이 낮아져, 인탈산동과 동등한 가공성이 얻어진다. 한편, 가공 중앙부(4)에 비해 가공량이 적고 두께가 얇은 가공 단부(5)는, 재결정률이 낮으므로 스피닝 가공 중에도 변형저항이 높다. 그 때문에, 스피닝 가공 중 큰 토크가 생겨도 뒤틀림이나 좌굴이 생기지 않는다. 마찬가지로, 열영향부(6)는, 500℃ 또는 그 이상으로 대략 700℃로 상승되는데, 거의 재결정되지 않으므로 재료의 강도가 높다. 또한, 열영향부(6)를 700℃에서 20초간 가열해도, 재결정률이 낮은 점에서, 700℃로 가열했을 때의 강도는 높다. 따라서 스피닝 가공 중, 변형에 관여하지 않는 부분, 또는 변형이 적은 부분의 강도는 높으므로, 얇은 두께여도 스피닝 가공 불량이 나오지 않는다. 가공 중앙부(4)의 재결정립은, 상기 서술한 Co, P 등의 미세한 석출물에 의해 결정립 성장이 억제되어 미세한 입자경이 된다. 또, 가공 중앙부(4)는 스피닝 가공에 의해 드로잉되어 외경이 작아지고, 두께가 두꺼워진다. 또한, 미세한 재결정립으로 되어 있어 강도가 높으므로, 내압을 가해도 이 부분에서 파열되는 일은 없다. 따라서 내압 전열 용기의 내압 강도에는 크게 영향을 주지 않는다.

가공 단부(5)나 열영향부(6)는, 스피닝 가공에 의해서는 외경이 작아지지 않으며, 조금밖에 두께가 두꺼워지지 않는다. 그러나, 추신 후의 소관의 상태에서는, 상기 서술한 가공 중앙부(4)와 마찬가지로 용체화 감수성이 둔하므로, 대부분의 Co, P 등이 충분히 고용되어 있다. 그리고, 스피닝 가공에 의한 승온이 500∼750℃ 정도이므로, 승온 과정에서, 재결정 전에 Co 등의 원자의 이동이 시작된다. 또한, Co, P, Ni, Fe 등의 미세한 석출물이 석출되어, 재결정화를 늦춘다. 본 발명 합금은, 700℃, 또는 750℃에서, 십 수초, 또는 몇 초이면, 거의 재결정되지 않아, 현저한 연화는 일어나지 않는다. 이와 같이, 가공 단부(5)나 열영향부(6)는, 재결정이 저해된다. 또, 재결정 전에 일어나는 회복 현상 등에 의한 연화가 Co, P 등의 석출에 의해 대략 상쇄되므로, 소관의 강도가 유지되어 고강도가 된다. 또, Co, P 등의 석출에 의해 열전도성이 향상된다.

또, 스피닝 가공 후의 350∼600℃, 10∼300분의 열처리에 의해 Co, P 등이 석출되어 강도가 향상된다. 그와 함께 종래의 순동계의 Ｃ1220와 동등한 열전도성이 된다. 가공 중앙부(4)에서 고온까지 승온된 부분은, 스피닝 가공 후의 공냉에 의해 Co, P 등이 많이 고용되어 있는데, 이 열처리에 의해 Co, P 등이 석출되므로 열전도성과 강도가 향상되기 때문이다. 고온 상태(800℃ 이상)의 바로 직전까지 승온된 가공 단부(5)나 열영향부(6)는, 소관시에는 원래 많은 Co, P 등이 고용되어 있는 상태였다. 따라서, 이 열처리에 의한 석출경화에 의해 강도가 향상됨과 함께 열전도성이 향상된다. 가공열을 받고 있지 않은 직관부(7)는, 원래 현저하게 가공경화되어 있고, 이 열처리에 의해 매트릭스가 연화된다. 그러나, 그 연화 정도가 석출에 의한 경화 정도를 웃돌거나, 또는 동일한 정도이므로 약간 연화, 또는 동일한 정도의 강도를 가지며, 직관부(7)의 열전도성은 향상된다. 또, 가공 변형이 열처리에 의해 회복되므로, 연성이 향상된다.

이 열처리는, 스피닝 가공 전에 행해도, 스피닝 가공 후에 행하는 것과 동일 한 효과를 얻을 수 있다. 또, 이 열처리를 행하지 않은 경우에도 스피닝 가공 후에 내압 전열 용기를 다른 부재와 브레이징이나 용접을 행하는 것에 의해, 그 열에 의해 가공 단부(5)나 열영향부(6)에서는 열처리를 행한 것과 동일한 효과가 얻어진다. 단, 스피닝 가공이나 브레이징시의 열확산을 고려하면, 나중에 열처리하는 편이 좋다.

이와 같이, 본 실시형태에 의한 고기능 동관은, 추신 후의 소관의 상태에서는 가공경화에 의해 강도가 높고, 약 750℃ 이하의 온도에서는 거의 재결정되지 않으므로, 두께가 얇아져도 고속 회전의 스피닝 가공을 행할 수 있다. 또한, 가공 단부(5)를 제외한 스피닝 가공 부분은 재결정되어 있으므로 스피닝 가공시에는 양호한 가공성을 나타낸다. 또, 스피닝 가공 후에는, 가공 중앙부(4)는 재결정 입자경이 작으므로 강도가 높다. 또, 가공 단부(5)나 열영향부(6)는 재결정률이 낮으므로 강도가 높다. 또 가공열의 영향에 의해 Co, P 등이 석출되므로, 스피닝 가공열에 의한 연화 현상이 최소한으로 억제된다. 또, 스피닝 가공 전, 또는 스피닝 가공 후의 열처리에 의해, Co, P 등이 석출되므로, 관재는 강화됨과 동시에 열전도성이 향상된다. 이와 같이, 고강도, 즉 높은 내압 성능을 나타내므로, 종래의 Ｃ1220을 사용한 경우에 비해, 내압 전열 용기의 두께를 1/2에서 1/3로 할 수 있어, 내압 전열 용기가 저비용으로 된다. 또, 내압 전열 용기의 두께가 얇아져 경량이 되므로, 내압 전열 용기를 유지하는 부재도 적어져 저비용으로 된다. 따라서, 열교환기부의 컴팩트화를 도모할 수 있다.

다음으로, 본 실시형태에 의한 고기능 동관의 변형예의 공정 패턴 E에 대해 설명한다. 본 변형예에서는, 공정 패턴 A에서의 추신 가공 동안의 외경 50㎜, 두께 3㎜의 단계에서, 530℃에서 5시간의 재결정 소둔을 행했다. 그리고, 냉간 추신에 의해 외경 30㎜, 두께 1.25㎜인 소관으로 하고, 스피닝 가공에 의해 외경 12.3㎜, 두께 1.3㎜로 드로잉했다. 표 16, 17에 본 변형예와, 비교로서의 공정 패턴 A의 시험 결과를 나타낸다.

[표 16]

[표 17]

재결정 소둔 후, 냉간 추신 전의 금속조직을 관찰하면, Co, P를 가지는 2∼ 20㎚의 대략 원형, 또는 대략 타원형의 미세 석출물, 또는 모든 석출물의 90% 이상이 30㎚ 이하의 크기인 미세 석출물이 균일하게 분산되어 있었다. 내압 강도, 재결정률, 비커스 경도 모두 공정 패턴 A의 것과 동등 혹은 조금 떨어지는 정도로, 탈산동(脫酸銅)보다 훨씬 우수한 것이었다. 또, 도전율은 표 3에 나타내는 Ｃ1220와 동등한 높은 값을 나타냈다. 이는, 재결정 소둔에 의한 P 등의 석출에 의한 것으로 생각된다. 이와 같이, 추신 공정 사이에 열처리 공정을 넣어도 양호한 결과가 되므로, 파워가 약한 추신 설비로도 제조할 수 있다.

본 실시형태에 있어서의 고기능 동관에 있어서, 드로잉 가공부의 금속조직의 재결정률이 50% 이하, 또는 열영향부의 재결정화율이 20% 이하인 고기능 동관이 얻어졌다(표 2, 3의 시험 No. 1∼11, 표 4, 5의 시험 No. 21∼24, 표 6, 7의 시험 No. 31∼35, 표 8, 9의 시험 No. 41∼55, 등 참조).

또, 드로잉 가공부의 700℃에서 20초 가열 후의 비커스 경도(HV)의 값이 90 이상이며, 또는 가열 전의 비커스 경도의 값의 80% 이상인 고기능 동관이 얻어졌다(표 2, 3의 시험 No. 1∼3, 5∼7, 표 6, 7의 시험 No. 31, 표 8, 9의 시험 No. 41∼43, 46, 49∼51, 등 참조).

또, 파열 압력 지수 PI_B의 값이 600 이상인 고기능 동관이 얻어졌다(표 2, 3의 시험 No. 1∼11, 표 4, 5의 시험 No. 21∼24, 표 6, 7의 시험 No. 31∼35, 표 8, 9의 시험 No. 41∼55, 등 참조).

또, 0.5% 변형 압력 지수 PI₀ _.5%의 값이 300 이상이며, 또는 1% 변형 압력 지 수 PI₁ _%의 값이 350 이상인 고기능 동관이 얻어졌다(표 2, 3의 시험 No.1∼11, 표 4, 5의 시험 No. 21∼24, 표 6, 7의 시험 No. 31∼35, 표 8, 9의 시험 No. 41∼55, 등 참조).

또, 드로잉 가공 전의 금속조직에 있어서, Co, P를 가지는 2∼20㎚의 대략 원형, 또는 대략 타원형의 미세 석출물이 균일하게 분산되어 있거나, 또는 모든 석출물의 90% 이상이 30㎚ 이하 크기인 미세 석출물로서 균일하게 분산되어 있는 고기능 동관이 얻어졌다(표 16, 17의 시험 No. 101, 102 참조).

또, 드로잉 가공 후, 또는 다른 동관과의 브레이징 후에 있어서의 가공 단부 및 가공 중앙부의 금속조직에 있어서, Co, P를 가지는 2∼20㎚의 대략 원형, 또는 대략 타원형의 미세 석출물이 균일하게 분산되어 있거나, 또는 모든 석출물의 90% 이상이 30㎚ 이하 크기의 미세 석출물로서 균일하게 분산되어 있는 고기능 동관이 얻어졌다(표 2, 3의 시험 No. 1, 3, 7, 10, 표 8, 9의 시험 No. 43, 44, 46, 49, 표 12, 13의 시험 No. 81∼84, 88∼92, 표 14, 15의 시험 No. 201∼213, 등 참조).

또, 가공 중앙부의 금속조직은 재결정되어 있고, 결정 입자경이 3∼35㎛인 고기능 동관이 얻어졌다(표 2, 3의 시험 No. 1∼11, 표 4, 5의 시험 No. 21∼24, 표 6, 7의 시험 No. 31∼35, 표 8, 9의 시험 No. 41∼55, 등 참조).

(제2 실시형태)

본 발명의 제2 실시형태에 의한 고기능 동관에 대해 설명한다. 본 실시형태에서는 제1 실시형태와 달리 스피닝 가공 대신에 스웨이징 가공, 헤라 드로잉, 롤 성형 등의 냉간 드로잉 가공에 의해 내압 전열 용기를 작성한다.

(실시예)

제1 실시형태의 실시예와 동일한 고기능 동관을 작성하고, 냉간 드로잉 가공에 의해 내압 전열 용기를 작성했다. 작성한 내압 전열 용기는, 제조 조건마다 3개 준비했다. 3개 중 2개는 드로잉 관부(3)의 일단을 인동납(7mass% P-Cu)에 의해 내압 시험의 황동제의 지그에 접속하고, 타단을 인동납으로 밀폐했다. 이들 2개 중 하나는 금속조직, 비커스 경도, 도전율 등의 모든 특성을 조사했다. 다른 1개는 내압 강도를 조사했다. 나머지 하나는 브레이징하지 않고, 내압 전열 용기인 채로 가공 단부(5), 및 열영향부(6)에 상당하는 부분을 잘라, 700℃로 가열된 염욕 내에 20초간 침지 후 꺼내어 공냉했다. 그리고, 비커스 경도와 재결정률을 측정했다. 이 700℃ 20초 가열 후의 비커스 경도와 재결정률, 및 상기의 내압 강도로부터 내열성을 평가했다. 표 18, 19는 이들 방법에 따라 작성한 내압 전열 용기의 결과를 나타낸다.

[표 18]

[표 19]

각각의 제조 조건을 다음에 나타낸다.

(1) 시험 No. 111∼114는 공정 패턴 A에 의한 소관을 헤라 드로잉 가공하고 있다. 시험 No. 111, 112는 각각, 합금 No. 1, 10의 발명 합금을 이용하고, 시험 No. 113은 합금 No. 23의 비교용 합금을 이용하고, 시험 No. 114는 Ｃ1220을 이용하고 있다. 시험 No. 115는 합금 No. 4의 발명 합금을 이용하여, 상술한 공정 패턴 E에 의한 소관을 헤라 드로잉 가공하고 있다. 시험 No. 116은 상기 시험 No. 112의 후에 460℃, 50분의 열처리를 하고 있다. 시험 No. 117은 합금 No. 10의 발명 합금을 이용하여, 공정 패턴 A에서의 주괴 가열 온도를 910℃로 한 소관을 헤라 드로잉 가공하고 있다.

(2) 시험 No. 121, 122는 공정 패턴 A에 의한 소관을 스웨이징 가공하고 있다. 시험 No. 121은, 합금 No. 8의 발명 합금을 이용하고, 시험 No. 122는 Ｃ1220을 이용하고 있다. 시험 No. 123은 합금 No. 4의 발명 합금을 이용하여, 상술한 공정 패턴 E에 의한 소관을 스피닝 가공하고 있다. 시험 No. 124는 합금 No. 8의 발명 합금을 이용하여, 공정 패턴 A에서의 주괴 가열 온도를 910℃로 한 소관을 스피닝 가공하고 있다.

(3) 시험 No. 131은 합금 No. 3의 발명 합금을 이용하여, 공정 패턴 A에 의한 소관을 롤 성형 가공하고 있다.

이들 가공방법에 의해 만들어진 드로잉 동관(내압 전열 용기)의 형상은, 스피닝 가공으로 만들어진 것과 동일하지만, 스피닝 가공과 달리 드로잉 관부의 두께는 가공 전의 관과 거의 차는 없다. 즉 두께가 두꺼워지지 않으므로, 스피닝 가공으로 만들어진 내압 전열 용기보다 배관용 동관과의 접합 즉, 브레이징에 의한 열영향이 커진다. Ｃ1220을 이용하여 헤라 드로잉 가공이나 스웨이징으로 드로잉된 동관(내압 전열 용기)의 내압 강도는, 스피닝 가공으로 만들어진 것에 비해, 동일 한 정도이거나 오히려 낮다. 드로잉부와 소관의 두께에 차가 없으므로, 다른 배관 등과의 브레이징에 의한 접합부에 가까운 드로잉 가공부(8)의 온도가 특히 올라, 결정립이 조대화된다. 내압 강도는 외경과 두께의 영향을 받으므로, 스피닝 가공에서 가공 단부나 열영향부에 상당하는 부분은 브레이징의 열영향 때문에 온도가 올라간다. 그 결과, 재결정되고, 그리고 결정립이 조대화되었기 때문에, 내압성이 좋지 않은 결과가 되었다고 생각된다.

한편, 당해 발명 합금의 경우, 접합부에 가까운 드로잉 관부(3)에서는 브레이징으로 약 800℃의 고온이 되는 것에 의해 재결정되지만 결정립이 미세하고, 지름이 작으므로 내압 시험시는 접합부 부근에서는 파괴되지 않는다. 가공 단부(5)는 약 750℃로까지 온도는 올라, 연화되기는 하지만, 높은 강도를 유지하고 재료지름이 작으므로 파괴되지 않는다. 열영향부(6)는 약 700℃까지 올라, 매트릭스는 다소 연화되지만, 거의 재결정되지 않는다. 내압 전열 용기가 내압에 의해 파열되는 경우는, 대부분은 이 열영향부(6)에서 파열된다. 내압 강도는 외경의 영향을 받으므로, 가공 단부(5), 열영향부(6)의 강도는 스피닝 가공의 가공 단부(5), 열영향부(6)와 동등한 강도를 가지고 있기 때문에, 내압 강도는 Ｃ1220보다 훨씬 높다고 생각된다.

브레이징 후의 당해 발명 합금은, 스피닝 가공으로 만든 동일한 조성의 내압 전열 용기와 마찬가지로, 각 부의 비커스 경도는 높고, 가공 단부(5)에 상당하는 부분의 미재결정률은 낮다. 700℃, 20초 가열 후의 비커스 경도는, 발명 합금은 모두 130 이상인데 반해, Ｃ1220는 약 40이었다. 또한, 합금 No. 13의 비교용 합금 도, 700℃로 가열하면 모두 재결정되어, 비커스 경도도 낮았다. 이와 같이, 헤라 성형 등으로 만든 내압 전열 용기에 있어서, 발명 합금은 뛰어난 내열성을 갖는다. 700℃로 가열 후의 열영향부의 금속조직은 모두 0%의 재결정률이며, 즉, 미재결정 상태였으므로, 높은 내열성, 높은 내압성을 유지하고 있다.

본 발명 합금은 높은 강도를 가지면서 연성이 풍부한 재료이기 때문에, 비교적 용이하게 이들 스웨이징 가공, 헤라 드로잉 등의 냉간 드로잉 가공에 의해 드로잉 동관으로 성형할 수 있다. 이들 가공방법에서는 거의 발열하지 않으므로, 내압 전열 용기는 전체에 걸쳐 제1 실시형태의 내압 전열 용기의 직관부(7)와 동일한 특성이 된다. 그리고, 브레이징해도 열영향부(6)에 상당하는 부분은 거의 재결정되지 않고, 가공 단부(5)에 상당하는 부분도 재결정률이 10∼30%로 높은 강도를 유지한다. 따라서, 어느 내압 전열 용기도 스피닝 가공으로 만든 드로잉 동관과 동등한 높은 내압 강도를 나타내고 있다. 또, 스피닝 가공에서도 드로잉 가공의 정도가 작아서 발열이 적은 경우, 이들의 냉간 가공과 동일한 결과가 된다. 이와 같이 본 발명 합금은, 냉간 가공에 의해서도 내압 전열 용기를 작성할 수 있고, 양호한 특성을 나타낸다.

본 실시형태에 있어서의 고기능 동관에 있어서, 드로잉 가공부의 금속조직의 재결정률이 50% 이하, 또는 열영향부의 재결정화율이 20% 이하인 고기능 동관이 얻어졌다(표 18, 19의 시험 No. 111, 112, 116, 117, 121, 124 참조).

또, 제2 실시형태의 변형예로서 냉간 가공에 의해 단부를 가공한 2개의 소관을 브레이징하여 작성한 내압 전열 용기의 시험 결과를 표 20에 나타낸다.

[표 20]

도 5는, 이 내압 전열 용기의 측단면을 나타낸다. 공정 패턴 A에 의해 작성한 외경 25㎜, 두께 2㎜와 외경 50㎜, 두께 1.5㎜인 소관에 550℃에서 4시간의 완전 재결정 소둔을 행했다. 소둔 후에 외경 25㎜인 소관을 외경 12.9㎜, 두께 1.6㎜로 추신하고, 길이 25㎜로 절단하여, 일단을 프레스 가공에 의해 확관해서 외경 22.5㎜로 했다. 또, 외경 50㎜인 소관은, 소둔 후에 외경 30㎜, 두께 1.25㎜로 추신하고, 길이 150㎜로 절단한 후, 양단을 프레스 가공에 의해 외경 22.5㎜로 드로잉했다. 그리고, 외경 22.5㎜인 2개의 관의 단끼리 브레이징에 의해 접합하여 내압 전열 용기를 작성했다. 작성한 내압 전열 용기는 높은 내압 강도를 나타내고 있다. 이와 같이, 본 발명 합금은, 냉간 가공 후에 브레이징을 행해도 내압 강도가 높다.

또한, 본 발명은, 상기 각종 실시형태의 구성에 한정되지 않고, 발명의 취지를 변경하지 않는 범위에서 여러 가지의 변형이 가능하다. 예를 들면, 관을 가늘게 하는데 추신 대신에 관 압연으로 행해도 된다. 또, 스웨이징 가공 대신에, 큰 발열을 수반하지 않는 스피닝 가공, 냉간에서의 아이어닝(ironing)이나, 롤이나 프레스에 의한 성형을 행해도 된다. 또, 브레이징 대신에 용접을 행해도 된다. 또, 내압 전열 용기의 형상은 관의 일단, 또는 양단을 드로잉한 형상에 한정되지 않는다. 예를 들면 드로잉부가 2단(段)으로 되어 있는 것과 같은 형상이어도 된다.

본 출원은, 일본 특허 출원 2007-331080에 기초하여 우선권 주장을 한다. 그 출원 내용의 전체가 참조에 의해 이 출원에 포함된다.

Claims

0.12∼0.32mass%의 Co와, 0.042∼0.095mass%의 P와, 0.005∼0.30mass%의 Sn을 함유하고, Co의 함유량 [Co]mass%와 P의 함유량 [P]mass%의 사이에, 3.0≤([Co]-0.007)/([P]-0.008)≤6.2의 관계를 가지고, 또한 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, 드로잉 가공이 실시된 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
0.12∼0.32mass%의 Co와, 0.042∼0.095mass%의 P와, 0.005∼0.30mass%의 Sn을 함유하고, 또한 0.01∼0.15mass%의 Ni, 또는 0.005∼0.07mass%의 Fe 중 어느 1종 이상을 함유하고, Co의 함유량 [Co]mass%와 Ni의 함유량 [Ni]mass%와 Fe의 함유량 [Fe]mass%와 P의 함유량 [P]mass%의 사이에, 3.0≤([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)≤6.2 및 0.015≤1.5×[Ni]+3×[Fe]≤[Co]의 관계를 가지고, 또한, 잔부가 Cu 및 불가피 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, 드로잉 가공이 실시된 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항에 있어서,

0.001∼0.5mass%의 Zn, 0.001∼0.2mass%의 Mg, 0.001∼0.1mass%의 Zr 중 어느 1종 이상을 더 함유한 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 2 항에 있어서,

0.001∼0.5mass%의 Zn, 0.001∼0.2mass%의 Mg, 0.001∼0.1mass%의 Zr 중 어느 1종 이상을 더 함유한 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 드로잉 가공이 실시된 드로잉 가공부의 금속조직의 재결정률이 50% 이하, 또는 열영향부의 재결정화율이 20% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 드로잉 가공이 실시된 드로잉 가공부의 700℃에서 20초 가열 후의 비커스 경도(HV)의 값이, 90 이상이며, 또는 가열 전의 비커스 경도의 값의 80% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 드로잉 가공은 스피닝 가공이며, 상기 스피닝 가공이 실시된 드로잉 가공부의 금속조직의 재결정률이 50% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 드로잉 가공은 냉간 드로잉 가공이며, 단부에서의 다른 동관과의 브레이징 후에 있어서, 그 냉간 드로잉 가공이 실시된 드로잉 가공부의 금속조직의 재결정률이 50% 이하, 또는 열영향부의 재결정화율이 20% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 드로잉 가공이 실시되지 않은 직관부의 외경을 D(㎜), 두께를 T(㎜), 내압을 가하여 파열될 때의 압력을 파열 압력 P_B(㎫)로 했을 때, (P_B×D/T)의 값이 600 이상인 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 드로잉 가공이 실시되지 않은 직관부의 외경을 D(㎜), 두께를 T(㎜), 내압을 가하여 상기 외경이 0.5% 변형될 때의 압력을 0.5% 변형 압력 P₀ _.5%(㎫)로 했을 때, (P₀ _.5%×D/T)의 값이 300 이상이며, 또는 상기 외경이 1% 변형될 때의 압력을 1% 변형 압력 P₁ _%(㎫)로 했을 때, (P₁ _%×D/T)의 값이 350 이상인 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 드로잉 가공 전, 드로잉 가공 후, 또는 다른 동관과의 브레이징 후에 있어서의 가공 단부 및 가공 중앙부의 금속조직은, Co, P를 가지는 2∼20㎚의 대략 원형, 또는 대략 타원형의 미세 석출물이 균일하게 분산되어 있고, 또는 모든 석출물의 90% 이상이 30㎚ 이하 크기인 미세 석출물로서 균일하게 분산되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 드로잉 가공이 실시된 가공 중앙부의 금속조직은 재결정되어 있고, 결정 입자경이 3∼35㎛인 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,

열교환기의 내압 전열 용기로서 사용되는 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 고강도·고열전도 동합금관의 제조방법으로서,

열간 압출, 또는 열간 관 압연을 포함하고, 상기 열간 압출 전의 가열 온도, 또는 열간 관 압연 전의 가열 온도, 또는 압연시의 최고 온도가 770∼970℃이며, 열간 압출, 또는 열간 관 압연 후의 관의 온도부터 600℃까지의 냉각속도가 10∼3000℃/초이며, 그 후의 냉간 관 압연, 또는 추신에 의해 70% 이상의 가공률로 가공된 후에 드로잉 가공을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관 의 제조방법.
제 14 항에 있어서,

상기 드로잉 가공은 스피닝 가공인 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관의 제조방법.
제 14 항에 있어서,

상기 드로잉 가공은, 냉간 드로잉 가공이며, 냉간 관 압연, 및 추신에 있어서의 냉간 가공과 합한 냉간 가공률이 70% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관의 제조방법.
제 14 항에 있어서,

브레이징 가공, 또는 용접 가공을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관의 제조방법.
제 14 항에 있어서,

상기 드로잉 가공 전, 또는 상기 드로잉 가공 후에 350∼600℃, 10∼300분의 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도·고열전도 동합금관의 제조방법.