KR20130045953A

KR20130045953A - 내압내식성 동합금, 브레이징 구조체, 및 브레이징 구조체의 제조 방법

Info

Publication number: KR20130045953A
Application number: KR1020137009632A
Authority: KR
Inventors: 케이이치로 오이시
Original assignee: 미쓰비시 신도 가부시키가이샤
Priority date: 2010-10-25
Filing date: 2011-10-24
Publication date: 2013-05-06
Also published as: US20130319581A1; KR101357887B1; JP5135491B2; WO2012057055A1; ES2653863T3; TW201229259A; CA2813495A1; US10155289B2; US20130315660A1; EP2634275A4; TWI415960B; MX2013004537A; CA2813495C; EP2634275A1; MX363089B; CN103154284B; EP2634275B1; US8956474B2; CN103154284A; JPWO2012057055A1

Abstract

73.0～79.5mass%의 Cu와, 2.5～4.0mass%의 Si를 함유하고, 잔부를 Zn 및 불가피한 불순물로 하여, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5의 관계를 가진다. 또, α상의 면적률 “α”%와, β상의 면적률 “β”%와, γ상의 면적률 “γ”%와, κ상의 면적률 “κ”%와, μ상의 면적률 “μ”%와의 사이에, 30≤“α”≤84, 15≤“κ”≤68, “α”+“κ”≥92, 0.2≤“κ”/“α”≤2이며, β≤3, μ≤5, β+μ≤6, 0≤“γ”≤7, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤8의 관계를 가진다.

Description

내압내식성 동합금, 브레이징 구조체, 및 브레이징 구조체의 제조 방법{PRESSURE-RESISTANT AND CORROSION-RESISTANT COPPER ALLOY, BRAZED STRUCTURE, AND METHOD FOR PRODUCING BRAZED STRUCTURE}

본 발명은, 다른 재료와 브레이징(brazing)된 내압내식성 동합금과, 내압내식성 동합금을 구비한 브레이징 구조체와, 브레이징 구조체의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 높은 내압성과 뛰어난 내식성을 구비한 내압내식성 동합금 등에 관한 것이다.

고압 가스 설비, 공조 설비, 급수·급탕 설비 등의 용기, 기구, 부재로서는, 고압 밸브를 비롯한 다양한 밸브, 각종 이음매, 각종 밸브, 조인트, 실린더 등의 유압 용기, 노즐, 스프링쿨러, 수전금구 등이 있고, 이들에 사용되는 동합금은, 동 배관이나 다양한 부재 등과 접합된다. 그 접합부에는 높은 압력이 가해지므로, 접합 방법에는 신뢰성의 관점으로부터 하드 솔더링(Hard soldering)이 채용되고 있다. 하드 솔더링은, 접합 강도가 높고 신뢰성이 높지만, 경납의 융점이 약 700℃～약 830℃로 높기 때문에, 하드 솔더링되는 동합금도, 당연히 경납의 융점 혹은 그 이상의 온도로 가열된다. 그런데, 일반적으로 이들 부재에 사용되는 동합금은, 융점이 약 850℃～950℃이기 때문에, 브레이징된 동합금은 현저히 재료 강도가 저하되어, 내식성이 저하되는 문제가 있다.

상기 서술한 이들 동합금은, 열간단조재를 절삭가공한 것, 압출가공된 봉재를 절삭가공한 것, 주물 및 연속주조봉을 절삭가공한 것이다. 열간단조재나 압출가공된 봉재의 재료로서는, 주로 JIS H 3250의 규격에 근거하는 열간단조성이 뛰어난 단조용 황구리봉 C3771(대표 조성: 59Cu-2Pb-나머지 Zn), 절삭가공이 뛰어난 쾌삭황동 C3604(대표 조성: 59Cu-3Pb-나머지 Zn) 및, 최근의 Pb프리화의 요청에 따라 이들 재료에 있어서 Pb를 Bi로 치환한 동합금 재료, 그리고 내탈아연부식성이 뛰어나기 때문에 동 농도를 61～63mass%까지 높인 내탈아연부식단조용 황동 및 내탈아연부식 쾌삭황동이 있다.

한편, 주물에 관해서는, JIS H 5120, 또는, JIS H 5121의 규격에 근거하는 주물, 또는 연속 주조 주물로서, 내식성이 뛰어난 Cu-Sn-Zn-Pb합금인 CAC406(85Cu-5Sn-5Zn-5Pb), 이 합금의 Pb를 Bi로 치환한 Cu-Sn-Zn-Bi합금, 금형주조성이 뛰어난 황동 주물 CAC202(67Cu-1Pb-나머지 Zn), 또는 CAC203(60Cu-1Pb-나머지 Zn) 등이 있다.

그러나, 이들 동합금을 브레이징할 때, 동합금은, 약 800℃, 혹은 약 750℃, 적어도 700℃ 이상의 고온으로까지 오르므로, 재료 강도가 저하되는 문제가 있다. 특히 Pb, Bi, Sn 등을 함유하는 Cu-Zn합금에 있어서, Cu농도가 64mass%를 넘으면, 결정립이 조대화되므로 강도 저하는 현저하다. 또, CAC406합금은, Cu농도가 높고 종래부터 강도가 낮은 것이 문제였지만 강도가 더 저하되는 문제가 있다. 한편, Cu가 63mass% 이하인 합금, 특히 Cu-Zn-Pb 또는 Cu-Zn-Bi합금에 관해서는, 700℃ 이상, 특히 800℃ 이상의 온도로 가열하면, β상이 차지하는 비율이 증대되어, 내식성에 문제가 생긴다. Cu농도가 더 낮은 경우는, β상이 차지하는 비율이 높아지므로, 연성이나 충격 특성이 저하된다.

밸브 등의 동합금과 동 배관 등의 접합에 이용되는 브레이징재는, 예를 들면, JIS Z 3264 인동납, JIS Z 3261의 은납이 일반적이다. 그 중에서도, BCuP-2(대표 조성 7%P-93%Cu) 인동납이 가장 자주 사용되며, BCuP-3(대표 조성 6.5%P-5%Ag-88.5%Cu) 인동납, BAg-6(대표 조성 50%Ag-34%Cu-16%Zn)의 은납도 자주 사용되고 있다. 이들 납재의 융점(고상선 온도액상선 온도)은, 각각, 710℃-795℃, 645℃-815℃, 690℃-775℃이며, 또 브레이징 온도는, JIS 규격에 있어서 각각, 735℃～845℃, 720℃～815℃, 775℃～870℃로 기재되어 있다. 따라서 밸브 등의 동합금은, 납재의 종류, 동합금의 형상, 두께, 크기에 따라 다르지만, 몇 초에서 몇 분 사이에, 적어도 700℃ 이상에서 약 800℃로 가열되며, 또한 직접 가열되지 않는 부분에 있어서도 고온 상태가 된다. 적어도 700℃ 이상에서 약 800℃로 가열되면, 상기 서술한 바와 같은 내압성이나 부식 문제가 생긴다. 또한, 브레이징 방법으로서는, 접합 부분에 납재를 두고, 약 800℃로 가열한 노를 통과시키는 것에 의해 연속적으로 브레이징하는 방법도 있다. 이 경우는, 밸브 등의 동합금은, 전체가 800℃로 가열되어 냉각된다.

또, 브레이징 후의 특성에 관련되는 것은 아니지만, 내식성을 저하시키는 β상을 적게 하는 기술로서, 60.0～62.5mass%Cu, 0.4～2.0mass%Bi, 0.01～0.05mass%P, 잔부가 Zn으로 이루어지는 Bi 첨가 쾌삭성 동합금에 있어서, 열간 압출 후에 압출 소재의 표면 온도가 180℃ 이하가 될 때까지 서랭하고, 서랭 후에, 예를 들면 350～550℃에서 1～8시간의 열처리를 행하는 것에 의해 β상을 감소시키면서, β상의 주위를 α상으로 감싸는 금속조직으로 하여, 양호한 내식성을 확보하는 것이 알려져 있다(예를 들면, 일본 특허공개공보 2008-214760호 참조). 고온으로 가공되면, β상의 양이 많아지기 때문에, 이와 같이 열간 가공 후의 서랭공정이나, 나아가서는, 냉각 후에 열처리 공정을 추가하는 것에 의해 내식성을 확보하려고 하고 있다.

그러나, 브레이징에 있어서, 이와 같은 서랭이나 냉각 후의 열처리를 행하는 것은 당연히 비용상승으로 이어지며, 또한, 이들 열처리가 실용상 곤란하다는 문제가 있다.

본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하기 위해서 이루어진 것이며, 다른 재료와 브레이징된 내압내식성 동합금으로서, 높은 내압성과 뛰어난 내식성을 구비한 내압내식성 동합금을 제공하는 것을 과제로 한다.

상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명자는, 동합금의 조성이나 금속조직에 대해 검토했다. 그 결과, 소정의 조성의 동합금에 있어서, 금속조직의 각 상의 면적률을 소정의 범위 내로 하는 것에 의해, 높은 내압성과 뛰어난 내식성을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다.

구체적으로는, 73.0～79.5mass%의 Cu와, 2.5～4.0mass%의 Si를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, Cu의 함유량 [Cu]mass%와 Si의 함유량 [Si]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5의 관계를 가지고, 상기 동합금의 브레이징 부분의 금속조직은, α상 매트릭스에 적어도 κ상을 포함하고, α상의 면적률 “α”%와, β상의 면적률 “β”%와, γ상의 면적률 “γ”%와, κ상의 면적률 “κ”%와, μ상의 면적률 “μ”% 사이에, 30≤“α”≤84, 15≤“κ”≤68, “α”+“κ”≥92, 0.2≤“κ”/“α”≤2이며, β≤3, μ≤5, β+μ≤6, 0≤“γ”≤7, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤8의 관계를 가지는 경우에, 높은 내압성과 뛰어난 내식성을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다. 또한, 브레이징 부분이란, 브레이징되었을 때, 700℃ 이상으로 가열된 부분을 말한다.

본 발명은, 상기의 본 발명자의 지견에 근거해 완성된 것이다. 즉, 상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명은, 73.0～79.5mass%의 Cu와, 2.5～4.0mass%의 Si를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, 다른 재료와 브레이징된 내압내식성 동합금으로서, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5의 관계를 가지고, 상기 동합금의 브레이징 부분의 금속조직은, α상 매트릭스에 적어도 κ상을 포함하고, α상의 면적률 “α”%와, β상의 면적률 “β”%와, γ상의 면적률 “γ”%와, κ상의 면적률 “κ”%와, μ상의 면적률 “μ”%와의 사이에, 30≤“α”≤84, 15≤“κ”≤68, “α”+“κ”≥92, 0.2≤“κ”/“α”≤2이며, β≤3, μ≤5, β+μ≤6, 0≤“γ”≤7, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤8의 관계를 가지는 것을 특징으로 하는 내압내식성 동합금을 제공한다.

다른 재료와 브레이징된 내압내식성 동합금에 있어서, 높은 내압성과 뛰어난 내식성을 구비할 수 있다.

바람직하게는, 0.015～0.2mass%의 P, 0.015～0.2mass%의 Sb, 0.015～0.15mass%의 As, 0.03～1.0mass%의 Sn, 0.03～1.5mass%의 Al 중 어느 1종 이상을 더 함유하고, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5의 관계를 가진다.

P, Sb, As, Sn, Al 중 어느 것을 가지므로, 내식성이 더 양호해진다.

바람직하게는, 0.015～0.2mass%의 P, 0.015～0.2mass%의 Sb, 0.015～0.15mass%의 As 중 어느 1종 이상, 및 0.3～1.0mass%의 Sn, 0.45～1.2mass%의 Al 중 어느 1종 이상을 더 함유하고, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와의 사이에, 63.5≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5의 관계를 가진다.

Sn을 0.3mass% 이상, 또는 Al을 0.45mass% 이상 함유하므로, 내침식부식성이 양호해진다.

바람직하게는, 0.003～0.25mass%의 Pb, 0.003～0.30mass%의 Bi 중 어느 1종 이상을 더 함유하고, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와, Pb의 함유량 [Pb]mass%와, Bi의 함유량 [Bi]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]≤67.5의 관계를 가진다.

Pb, Bi 중 어느 것을 가지므로, 피삭성이 양호해진다.

바람직하게는, 0.05～2.0mass%의 Mn, 0.05～2.0mass%의 Ni, 0.003～0.3mass%의 Ti, 0.001～0.1mass%의 B, 0.0005～0.03mass%의 Zr 중 어느 1종 이상을 더 함유하고, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와, Pb의 함유량 [Pb]mass%와, Bi의 함유량 [Bi]mass%와, Mn의 함유량 [Mn]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와, Ti의 함유량 [Ti]mass%와, B의 함유량 [B]mass%와, Zr의 함유량 [Zr]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]+2×[Mn]+1.7×[Ni]+1×[Ti]+2×[B]+2×[Zr]≤67.5의 관계를 가진다.

Mn, Ni, Ti, B, Zr 중 어느 것을 가지므로, 강도가 더 향상된다.

바람직하게는, 재료 강도가, 인장강도로 400N/mm² 이상, 또는, 내력으로 150N/mm² 이상이다.

재료 강도가 높기 때문에, 박육화 등에 의해 저비용으로 할 수 있다.

본 발명은, 상기의 어느 내압내식성 동합금과, 상기 동합금에 브레이징된 다른 재료와, 상기 동합금과 상기 다른 재료를 브레이징하는 납재를 구비한 것을 특징으로 하는 브레이징 구조체를 제공한다. 또한, 브레이징된 동합금과 다른 재료와 납재의 일체물을 브레이징 구조체라고 한다.

동합금의 강도가 높기 때문에, 브레이징 구조체의 내압성이 높아진다.

또, 본 발명자는, 브레이징 방법에 대해 검토했다. 종래의 Cu-Zn합금이나 상기 서술한 특허문헌 1에서는, 브레이징 등에 의해 고온 상태가 된 후에 서랭하는 것, 및/또는, 브레이징 온도보다 낮은 온도로 장시간의 열처리를 행하는 것에 의해, β상이 적어졌지만, 이번 검토의 결과, 본 발명에 관한 상기 조성의 동합금에 있어서, 브레이징 후의 냉각 속도를 소정의 범위 내로 하면, 상기 서술한 바와 같은 특별한 열처리를 행하지 않아도, 브레이징 부분의 금속조직이, α상 매트릭스에 적어도 κ상을 포함하고, α상의 면적률 “α”%와, β상의 면적률 “β”%와, γ상의 면적률 “γ”%와, κ상의 면적률 “κ”%와, μ상의 면적률 “μ”%와의 사이에, 30≤“α”≤84, 15≤“κ”≤68, “α”+“κ”≥92, 0.2≤“κ”/“α”≤2이며, β≤3, μ≤5, β+μ≤6, 0≤“γ”≤7, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤8의 관계를 가진다는 지견을 얻었다.

즉, 본 발명은, 상기의 브레이징 구조체의 제조 방법으로서, 상기 동합금과 상기 다른 재료와의 사이에 상기 납재를 개재시킨 상태에서, 상기 동합금의 브레이징 부분과 상기 다른 재료의 브레이징 부분과 상기 납재를, 적어도 700℃ 이상으로 가열하여 브레이징하고, 상기 동합금의 브레이징 부분이, 하드 솔더링 종료시의 재료 온도로부터 300℃, 또는 700℃에서 300℃까지의 온도역을 0.1℃/초～60℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 브레이징 구조체의 제조 방법을 제공한다.

금속조직의 α상 및 β상 등의 각 상의 면적률이 상기 서술한 범위가 되어, 높은 내압성과 뛰어난 내식성을 얻을 수 있다.

또, 본 발명은, 상기 브레이징 구조체의 제조 방법으로서, 상기 동합금과 상기 다른 재료와의 사이에 상기 납재를 개재시킨 상태에서, 상기 동합금의 브레이징 부분과 상기 다른 재료의 브레이징 부분과 상기 납재를, 적어도 750℃ 이상으로 가열하여 브레이징하고, 상기 동합금의 브레이징 부분이, 하드 솔더링 종료시의 재료 온도로부터 300℃, 또는 700℃에서 300℃까지의 온도역을 1.5℃/초～40℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 브레이징 구조체의 제조 방법을 제공한다.

도 1에 있어서, 도 1(a) 내지 (d)는, 본 발명의 실시형태에 관한 동합금의 금속조직의 사진이다.

본 발명의 실시형태에 관한 동합금에 대해 설명한다.

본 발명에 관한 동합금으로서, 제1 발명 합금 내지 제4 발명 합금을 제안한다. 합금 조성을 나타냄에 있어 본 명세서에서는, [Cu]와 같이 [ ]의 괄호가 붙은 원소 기호는 당해 원소의 함유량치(mass%)를 나타내는 것으로 한다. 또, 이 함유량치의 표시 방법을 이용하여, 본 명세서에 있어서 복수의 계산식을 제시하지만, 각각의 계산식에 있어서, 당해 원소를 함유하고 있지 않은 경우는 0으로 계산한다.

또, “α”와 같이 “ ”의 괄호가 붙은 금속조직을 나타내는 기호는 당해 금속조직의 면적률(%)을 나타내는 것으로 한다.

또, 제1 내지 제4 발명 합금을 총칭하여 발명 합금이라고 부른다.

제1 발명 합금은, 73.0～79.5mass%의 Cu와, 2.5～4.0mass%의 Si를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5의 관계를 가진다.

제2 발명 합금은, Cu와 Si의 조성 범위가 제1 발명 합금과 동일하고, 0.015～0.2mass%의 P, 0.015～0.2mass%의 Sb, 0.015～0.15mass%의 As, 0.03～1.0mass%의 Sn, 0.03～1.5mass%의 Al 중 어느 1종 이상을 더 함유하고, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5의 관계를 가진다.

제3 발명 합금은, Cu, Si, P, Sb, As, Sn, Al의 조성 범위가 제1 발명 합금 또는, 제2 발명 합금과 동일하고, 0.003～0.25mass%의 Pb, 0.003～0.30mass%의 Bi 중 어느 1종 이상을 더 함유하며, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와, Pb의 함유량 [Pb]mass%와, Bi의 함유량 [Bi]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]≤67.5의 관계를 가진다.

제4 발명 합금은, Cu, Si, P, Sb, As, Sn, Al, Pb, Bi의 조성 범위가 제1 발명 합금, 제2 발명 합금, 또는 제3 발명 합금과 동일하고, 0.05～2.0mass%의 Mn, 0.05～2.0mass%의 Ni, 0.003～0.3mass%의 Ti, 0.001～0.1mass%의 B, 0.0005～0.03mass%의 Zr 중 어느 1종 이상을 더 함유하고, Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와, Pb의 함유량 [Pb]mass%와, Bi의 함유량 [Bi]mass%와, Mn의 함유량 [Mn]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와, Ti의 함유량 [Ti]mass%와, B의 함유량 [B]mass%와, Zr의 함유량 [Zr]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]+2×[Mn]+1.7×[Ni]+1×[Ti]+2×[B]+2×[Zr]≤67.5의 관계를 가진다.

다음으로, 각 원소의 첨가 이유에 대해 설명한다.

Cu는, 본 발명 합금을 구성하는 주요 원소이며, Si와의 관계도 있지만, 브레이징 후의 동합금에 있어서, 내식성에 영향을 주는 β상을 출현시키지 않거나, 또는 β상의 출현을 최소한으로 하기 위해, 또한, γ상의 석출도 필요량으로 그치기 위해, 그리고 브레이징 후의 뛰어난 내압성, 연성, 충격 특성을 가지기 위해, Cu는 73.0mass% 이상 필요하고, 보다 바람직하게는 73.5mass% 이상, 최적으로는 74.0mass% 이상이다. 한편, Si와의 관계도 있지만, Cu가 79.5mass%를 초과하여 함유되어도, 브레이징 후의 동합금의 내식성은 포화되며, 오히려 내압성에 문제가 생겨, 나아가서는, 브레이징 전의 동합금을 성형할 때의 주조성, 단조성, 피삭성에 문제가 생긴다. 더 바람직한 상한치는, 79.0mass%이다.

Si는, Cu, Zn과 함께 본 발명 합금을 구성하는 주요 원소이다. Si가, 2.5mass% 미만이면, 브레이징 후의 동합금에 있어서, Si에 의한 고용 경화나, κ상의 형성이 불충분해지기 때문에 내압성이 떨어지고, 또, 내식성에도 문제가 생긴다. 또, 브레이징 전의 동합금을 성형할 때의 피삭성이 떨어진다. 보다 바람직하게는, 2.7mass% 이상이다. 한편, Si를 4.0mass%를 초과하여 함유해도, 브레이징 후의 동합금의 내압성이 포화되며, α상이 차지하는 비율이 작아지기 때문에 연성, 내식성, 충격 특성이 떨어진다. 또, 브레이징 전의 동합금을 성형할 때, κ상, γ상이 차지하는 비율이 높아지고, α상이 차지하는 비율이 적어지기 때문에 피삭성, 주조성 및 단조성에도 문제가 생긴다. 또, 브레이징 후의 금속조직에 있어서, 내식성 등에 유해한 β상이 형성되기 쉬워지며, μ상, γ상이 많아져, 내식성, 연성, 충격 특성이 떨어지게 된다. 이들로부터도, Si는, 보다 바람직하게는, 3.8mass% 이하이다.

P, Sb, As는, 내식성의 향상을 위해 필요하다. P, Sb, As는, 어느 것도 α상의 내식성을 향상시키며, 특히, As와 P는 그 향상 효과가 크다. 한편, Sb는 κ상의 내식성을 향상시키며, μ, γ, β상의 내식성도 개선된다. P, As는, κ상의 내식성을 개선시키지만, Sb보다 그 효과는 낮고, μ, γ, β상의 내식성의 개선은 적다. 또, P는 열간단조품의 결정립을 미세화하여, Zr와의 공첨가로 주물의 결정립을 미세화하며, 또한, 그 주물이 브레이징되어도 결정립의 성장을 억제한다. 주물, 단조품의 브레이징 후의 내압성, 내식성을 감안하면, P 또는 As와, Sb의 공첨가가 바람직하다. P, Sb, As는, 어느 것도 0.015mass% 미만에서는, 내식성이나 강도의 향상의 효과는 적다. As는 0.15mass%, Sb, P에 대해서는 0.2mass% 이상 함유해도, 내식성 등의 효과는 포화되며, 브레이징 후의 연성을 저해한다.

Sn, Al는, P, Sb, As와 마찬가지로 브레이징 후의 내식성을 향상시키는 원소이며, 특히 고속의 유수 하에서, 물리적 작용이 특별히 발생하는 유수에서의 내식성 즉 내침식부식성, 캐비테이션성, 나아가서는, 수질이 나쁜 환경하에서의 내식성을 향상시킨다. 그리고, Sn, Al는, α상, κ상을 경화시키므로 내압성, 내마모성을 향상시킨다. 내식성이나 강도를 향상시키기 위해서는, Sn는 0.03mass% 이상의 함유가 필요하고, 바람직하게는 0.2mass% 이상, 최적으로는 0.3mass% 이상이다. 한편, 1.0mass%를 초과하여 함유해도 이들의 개선 효과는 포화되며, 브레이징 후, γ상의 양이 많아져, 오히려 신장이 저해되므로, 0.8mass% 이하가 보다 바람직하다. Al는, 내식성, 내압성을 향상시키기 위해서는, 0.03mass% 이상의 함유가 필요하다, 바람직하게는 0.25mass% 이상, 최적으로는, 0.45mass% 이상이다. 한편, 1.5mass%를 초과하여 함유시켜도, 이들 효과는 대체로 포화되며, 주조성이나 연성이 저해되어, 브레이징 후의 연성을 저해시키므로, 1.2mass% 이하의 함유가 바람직하고, 최적으로는 0.9mass% 이하이다. Sn, Al는, 모두, 각 상의 내식성을 향상시키는 효과를 가지지만, 물리적 작용이 발생하는 유수에서의 내식성, 내침식부식성, 캐비테이션성 등을 주로 향상시키는 것이므로, 보다 바람직한 실시형태로서, Sn, Al을 함유하는 경우, α, κ, μ, γ, β상의 내식성을 개선하는 P, Sb, As 중에서, 1개 이상을 함유시키는 것이 바람직하다. 또, Sn을 0.3mass% 이상, 또는, Al을 0.45mass% 이상의 최적 범위의 양까지 함유시켜, 브레이징이 행해지는 700℃, 혹은 750℃ 이상의 고온으로부터 냉각하면, γ상이 차지하는 비율이 급격하게 증가한다. Sn, Al을 많이 함유한 합금의 γ상에는, 합금 중에 포함되는 Sn, Al의 함유량을 넘은 양의 Sn, Al을 포함한, 즉, γ상에, Sn, Al가 더 농축된다. Sn, Al가 고농도로 함유된 γ상의 증가는, 내침식부식성 등을 향상시키는 한편, 연성이나 충격 특성을 저하시킨다. 내침식부식성의 고도의 향상과 높은 연성 등을 양립시키기 위해서는, 후술하는 K치나, κ/α 등 상비율 등의 금속조직을 조정할 필요가 있다.

Pb, Bi는, 밸브 등을 성형할 때에 있어서 절삭가공이 행해지는 경우, 특별히 뛰어난 피삭성이 필요한 경우에 첨가된다. Cu, Si, Zn가 발명 합금에 있어서 정해진 소정량 배합되면, Pb, Bi는, 각각 0.003mass% 이상의 함유량으로부터 효과를 발휘한다. 한편, Pb는 인체에 유해한 것, Bi는 레어 메탈인 것, 또한, Pb, Bi에 의해, 브레이징 후의 연성이나 충격 특성이 떨어지게 되므로, Pb는 0.25mass% 이하의 함유에 그친다. 바람직하게는, Pb는 0.15mass% 이하이며, 더 바람직하게는 0.08mass% 이하이다. 마찬가지로, Bi도 레어 메탈인 점에서, 바람직하게는, Bi는 0.2mass% 이하이며, 더 바람직하게는 0.1mass% 이하이다. 또, Pb와 Bi를 합한 합계 함유량에 있어서도, 바람직하게는 0.25mass% 이하이며, 보다 바람직하게는, 0.15mass% 이하이다. 그리고, Pb, Bi는 매트릭스에 고용되지 않고, 이들 원소는 입상으로 존재하지만, Pb, Bi를 공첨가하면 양 원소는 공존하게 되고, 그 공존물 입자의 융점이 저하되어, 브레이징의 냉각 과정 또는 소재의 절삭가공중에 동합금이 균열될 우려가 있다. Pb, Bi의 공존 입자의 특성으로부터, 양 원소를 각각 0.02mass% 이상 함유하는 경우, 7≤[Bi]/[Pb]가 바람직하고, 또는, 0.35≥[Bi]/[Pb]가 바람직하다.

Mn, Ni는, 주로 Si와 금속간 화합물을 형성하는 것에 의해 브레이징 후의 내압성과 내마모성을 향상시킨다. 그 때문에, Mn, Ni는 각각 0.05mass% 이상의 첨가가 필요하다. 한편, Mn, Ni를 각각, 2.0mass%를 초과하여 첨가해도, 그 효과는 대체로 포화되며, 피삭성이 저하됨과 함께, 브레이징 후의 연성, 충격 특성이 떨어지게 된다.

Ti, B는 미량의 첨가로 동합금의 강도를 향상시킨다. 강도의 향상은 주로 단조품과, 주물의 단계에서 결정립을 미세화시켜, 브레이징 후도 결정립 성장을 억제하는 것에 있다. 그 효과는, Ti가 0.003mass%, B가 0.001mass% 이상으로 발휘되고, Ti가 0.3mass%, B가 0.1mass%를 초과하여 함유해도 효과는 포화되며, 오히려, Ti, B는 활성인 금속이므로, Ti, B가 많으면 대기중에서의 용해시에 산화물의 혼입이 발생되기 쉬워지므로, 바람직하게는, Ti가 0.2mass% 이하, B가 0.05mass% 이하이다.

Zr은, 미량의 첨가로 동합금의 강도를 향상시킨다. 강도의 향상은 주로 주물의 단계에서 결정립이 현저히 미세화되어, 브레이징 후도 결정립이 미세한 상태를 유지하며, 결정립 미세화에 의해 높은 강도를 가지는 것에 있다. 그 효과는, Zr이, 0.0005mass% 이상의 극미량으로 발휘되고, 0.03mass%를 초과하여 함유해도 효과는 포화되며, 오히려 결정립의 미세화가 저해된다. 또한, Zr에 의한 결정립 미세화의 효과는, P와의 공첨가로 특별히 발휘되고, 또한, P와의 배합 비율이 중요하며, 1≤[P]/[Zr]≤80을 충족시키는 것에 의해, 보다 현저히 나타난다.

다음으로, 그 외의 불순물에 대해 설명한다. 동합금은 리사이클성이 뛰어나고, 높은 리사이클율로 회수되어 리사이클되는 한편, 리사이클시에 다른 동합금의 혼입이나, 예를 들면 절삭가공시에, 공구의 마모에 의해 Fe 등이 불가피하게 혼입되는 문제가 있다. 따라서, JIS 등의 각종 규격으로 불순물로서 규격화되어 있는 원소에 대해서는, 그 불순물의 규격이 본 합금에 대해서도 적용된다, 예를 들면, JIS H 3250의 동 및 동합금봉으로 기재되어 있는 쾌삭성 동합금봉 C3601와 같이, Fe는, 0.3mass% 이하가 불가피한 불순물로서 취급되는 것으로 한다.

다음으로 각 원소간의 관계에 대해 설명한다.

당해 동합금에 있어서의 Cu 및 Si가 선택적으로 함유되지만 P, Pb 등과의 관계에 있어서, 브레이징 후도 높은 강도를 가지고 충격 특성 및 연성이 뛰어나기 위해서는, 그리고, 특성에 크게 영향을 주는 양호한 금속조직을 얻기 위해서는,

K=[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]+2×[Mn]+1.7×[Ni]+1×[Ti]+2×[B]+2×[Zr]

로 하면, 다음의 관계식: 62.0≤K≤67.5를 만족해야 한다.

또한, 각 원소의 계수는 실험 결과로부터 얻어진 것으로, 더우기, 이들 상기 이외의 예를 들면 Fe 등이 불가피하게 함유되는 경우, 그들 불순물의 함유량의 총 합계가 0.7mass% 이하이면, 그들 원소의 영향은 없다고 봐도 상관없다. 또한, 바람직한 범위로서 불순물의 영향도 최대한 가미해, 62.7≤K≤66.8이다. 또, 불순물의 함유량의 총 합계가 0.7mass%를 넘으면 K치에 영향을 주지만, 불순물의 함유량의 총 합계가 0.7mass%를 넘었을 경우, 불순물의 함유량의 총 합계를 Xmass%로 하면, 62.0+(X-0.7)≤K≤67.5(X-0.7) 즉, 61.3+X≤K≤68.2-X로 하면 된다. 보다 바람직하게는, 61.8+X≤K≤67.7-X이다.

K의 값이 62.0보다 낮으면 고온 가열시에 매크로 결정립이 조대화되고, 고온에서 석출되는 β상의 비율이 증가하여, 냉각 속도에 관계없이 β상이 많이 잔류한다. 또, γ상의 형성이 촉진되므로, 충격 특성과 연성이 낮아져, 내식성도 나빠진다. 그리고, 내압성, 인장강도도 조금 낮아진다. K의 값이 67.5보다 높으면, α상이 차지하는 비율이 너무 커져, α상은 원래 강도가 낮은 것과, 그리고 고온 가열시에 α상 결정립이 성장하는 것에 의해, 내압성, 인장강도, 내력이 낮아진다. 이들 이유로부터, K의 값의 하한측은, 62.5 이상이 바람직하고, 최적으로는 63.0 이상이며, 상한측은, 바람직하게는 67.0 이하이며, 최적으로는 66.5 이하이다. 또, Sn을 0.3mass% 이상, Al을 0.45mass% 이상 함유하는 경우, K의 값의 하한측은, 63.5 이상이 바람직하고, 최적으로는, 불순물 등을 고려해 64.0 이상이다. 상한측은, 소량의 γ상의 형성에 의해 강도가 높아지므로, 67.5 이하이면 되고, 최적으로는 불순물 등을 고려해 67.0 이하이다. 이와 같이, 브레이징 후에도 뛰어난 특성을 구비하기 위해서는 좁은 범위에서의 조성 관리가 필요하다.

또한, Pb, Bi는, 합계 함유량이 0.003mass%를 넘으면, 충격 특성, 연성, 및 인장강도가 저하되기 시작한다. 특히, Pb 등의 함유는, 충격 특성, 연성에 주는 영향이 크고, K치의 범위를 좁게 설정할 필요가 있어, 특히 하한치측의 값을 인상하지 않으면 안 된다. 따라서 Pb, Bi를 함유하는 경우는, 바람직하게는 62.0+3([Pb]+[Bi]-0.003)≤K≤67.5-2([Pb]+[Bi]-0.003)이고, 보다 바람직하게는, 62.5+3([Pb]+[Bi]-0.003)≤K≤67.0-2([Pb]+[Bi]-0.003)이다. 또 밸브 등을 성형할 때에 있어서 절삭가공이 행해지는 경우, 62.0+3([Pb]+[Bi]-0.003)≤K≤67.5-2([Pb]+[Bi]-0.003)의 범위로부터 K치가 벗어나면, 본원에서 규정하고 있는 소량의 Pb, 및/또는 Bi의 양으로는, 뛰어난 피삭성을 얻을 수 없다.

다음으로, 브레이징 후의 브레이징 부분의 금속조직에 대해 설명한다.

브레이징 후에 높은 내압성, 연성, 충격 특성 및 내식성을 얻으려면, 조성만으로는 불충분하고, 금속조직이 중요하게 된다.

즉, 브레이징 후의 금속조직으로서, α상 매트릭스에 κ상을 적어도 포함하고, 30≤“α”≤84, 15≤“κ”≤68 또한 “α”+“κ”≥92, 0.2≤“κ”/“α”≤2이며, “β”≤3, “μ”≤5 또한 “β”+“μ”≤6, 0≤“γ”≤7, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤8인 것을 모두 만족해야 한다. 금속조직 중에 있어서, 주요한 2개의 상, α상과 κ상이 차지하는 면적률의 합계가 92% 미만이면, 높은 내압성, 연성이나 충격 특성을 확보하지 못하고, 내식성도 불충분한 것이 된다. 기본적으로는 α상은 매트릭스이며, α상은, 연성이나 내식성이 풍부하고, 브레이징 후의 금속조직에 있어서 α상의 주위를 κ상이 감싸거나, 혹은 α상과 κ상이 균일하게 서로 혼합하는 것에 의해, α상, κ상의 양 상의 결정립 성장이 억제되어 높은 내압성을 얻을 수 있음과 동시에, 높은 연성, 충격 특성, 뛰어난 내식성을 얻을 수 있다. 또한, 이들 특성을 보다 뛰어난 것으로 하기 위해서는, 바람직하게는, “α”+“κ”≥94이며 가장 바람직하게는, “α”+“κ”≥95이다. 그리고, α상과 κ상은, α상의 주위를 κ상이 감싸거나, 혹은 α상과 κ상이 균일하게 서로 혼합하는 금속조직이 좋고, 높은 내압성, 높은 연성, 충격 특성, 뛰어난 내식성을 얻기 위해 중요하다. 즉, “κ”/“α”이, 0.2 미만이면, α상이 과다해지며, 그리고 α상의 결정립 성장에 의해, 연성, 내식성, 충격성이 뛰어나지만, 내압성이 낮다. 바람직하게는 “κ”/“α”이 0.3 이상, 최적으로는 “κ”/“α”이 0.5 이상이다. 한편, “κ”/“α”이 2를 넘으면, κ상이 과다해져, 특히 연성에 문제가 생기며, 충격 특성도 나빠져, 내압성의 향상도 포화된다. 바람직하게는, “κ”/“α”이, 1.5 이하, 최적으로는 “κ”/“α”이 1.2 이하이다.

따라서, 0.2≤“κ”/“α”≤2이며, 또한 “α”+“κ”≥92, 나아가서는 바람직한 범위로서 0.3≤“κ”/“α”≤1.5이며, 또한 “α”+“κ”≥94를 달성하기 위해서는, 조성만으로는 불충분하고, 후술하는 바와 같이, 브레이징 후의 냉각 속도를 충분히 관리해야 한다. 또한, 브레이징 후의 높은 내압성, 연성, 충격 특성 및 내식성을 얻으려면, α상의 범위는, 30%～84%이며, 보다 바람직하게는, 35～78%이고, 최적으로는 42～72%이며, κ상의 범위는, 15%～65%이고, 보다 바람직하게는 20%～62%, 최적으로는 25～55%이다.

또한, Sn을 0.3mass% 이상, Al을 0.45mass% 이상 함유하는 경우, γ상이 차지하는 비율이 많아지므로, 바람직한 금속조직으로서 38≤“α”≤84, 15≤“κ”≤60 또한 “α”+“κ”≥92, 0.2≤“κ”/“α”≤1.5이며, “β”≤1.5, “μ”≤2.5 또한 “β”+“μ”≤3, 0≤“γ”≤7, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤8이다.

β상, μ상은, 모두 브레이징 후의 동합금의 연성, 내식성, 충격 특성, 내압성을 저해한다. 단독으로는, β상은 3%를 넘으면 내식성에 악영향을 주며, 연성, 충격 특성에도 나쁜 영향을 준다. 바람직하게는, β상은 1.5% 이하이며, 최적으로는 0.5% 이하이다. 한편, μ상은 5%를 넘으면 내식성, 연성, 내압성, 충격 특성에 나쁜 영향을 준다. 바람직하게는, μ상은 2.5% 이하이며, 최적으로는 0.5% 이하이다. 또, 금속조직 중에 β상과 μ상이 차지하는 면적률을 합해도, 내식성, 연성 등으로의 영향으로부터 6% 이하로 해야 한다. 바람직하게는, “β”+“μ”≤3이며 최적으로는 “β”+“μ”≤0.5이다.

γ상은, 브레이징 전의 피삭성을 향상시키는 상이며, Sn, Al을 적당량 이상으로 함유했을 경우, 브레이징 후의 내침식부식성을 향상시키는 상이지만, 브레이징 후에 있어서, 금속조직중에 γ상이 차지하는 면적률이 7%를 넘으면, 연성, 내식성, 충격 특성에 악영향을 준다. 바람직하게는, 5% 이하이며, 최적으로는 3% 이하이다. 단, 내압성은, 소량의 γ상이 분산하여 존재하면 향상된다. 그 효과는 γ상이 0.05%를 넘으면 효과를 발휘하며, 소량으로 분산되어 γ상이 분포되어 있으면 연성이나 내식성에 악영향을 주지 않는다. 따라서, 0≤“γ”≤7이며, 바람직하게는 0≤“γ”≤5, 최적으로는 0.05≤“γ”≤3이다. 또한, β, μ, γ상이 차지하는 비율을 그 합계량으로 평가해야 한다. 즉, β, μ, γ상이 차지하는 비율의 합계량이 8%를 넘으면, 브레이징 후의 연성, 내식성, 충격 특성, 내압성이 나빠진다. 바람직하게는, 5.5% 이하이며, 최적으로는 3% 이하이다. 즉 수식으로 나타내면, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤8이며, 바람직하게는 0≤“β”+“μ”+“γ”≤5.5이고, 최적으로는 0.05≤“β”+“μ”+“γ”≤3이다.

또한, α, κ, γ, β, μ의 각 상은, X선 마이크로 애널라이저를 이용한 정량 분석 결과로부터, 본 발명의 기본인 Cu-Zn-Si합금에 있어서 다음과 같이 정의할 수 있다.

매트릭스의 α상은, Cu: 73～80mass%, Si: 1.7mass%～3.1mass%이고, 잔부가 Zn 및 그 외 첨가 원소이다. 전형적인 조성은, 76Cu-2.4Si-나머지 Zn이다.

필수의 상인 κ상은, Cu: 73～79mass%, Si: 3.2mass%～4.7mass%이고, 잔부가 Zn 및 그 외 첨가 원소이다. 전형적인 조성은, 76Cu-3.9Si-나머지 Zn이다.

γ상은, Cu: 66～75mass%, Si: 4.8mass%～7.2mass%이고, 잔부가 Zn 및 그 외 첨가 원소이다. 전형적인 조성은, 72Cu-6.0Si-나머지 Zn이다.

β상은, Cu: 63～72mass%, Si: 1.8mass%～4.0mass%이고, 잔부가 Zn 및 그 외 첨가 원소이다. 전형적인 조성은, 69Cu-2.4Si-나머지 Zn이다.

μ상은, Cu: 76～89mass%, Si: 7.3mass%～11mass%이고, 잔부가 Zn 및 그 외 첨가 원소이다. 전형적인 조성은, 83Cu-9.0Si-나머지 Zn이다.

이와 같이, μ상은, α, κ, γ, β상과 Si 농도로 구별되며, γ상은, α, κ, β, μ상과 Si 농도로 구별된다. μ상과 γ상은, Si함유량은 근접하고 있지만, Cu농도에 있어서 76%를 경계로 하여 구별된다. β상은, γ상과 Si 농도로 구별되며, α, κ, μ상은, Cu농도로 구별된다. α상과 κ상은 근접하고 있지만, Si 농도 3.15mass% 또는 3.1～3.2mass%를 경계로 하여 구별된다. 또, EBSD(electron backscatter diffraction)로 결정 구조를 조사했는데, α상은, fcc이며, β상은, bcc이고, γ상은 bcc이며, κ상은 hcp이고, 각각을 구별할 수 있다. 또한, β상은, CuZn형 즉 W형의 bcc 구조를 취하고, γ상은, Cu₅Zn₈형의 bcc 구조를 취하며, 양자는 구별된다. 본래라면, κ상의 결정 구조: hcp는, 연성이 부족하지만, α상의 존재하에서 0.2≤“κ”/“α”≤2를 만족하면, 양호한, 연성을 가진다. 또한, 금속조직중의 상의 비율을 나타내는 것으로, 비금속 개재물, Pb입자, Bi입자, Ni과 Si, Mn과 Si의 화합물은 포함되지 않는다.

다음으로, 브레이징 후의 냉각 속도에 대해 설명한다.

브레이징 후의 냉각 속도는, 높은 내압성, 뛰어난 내식성을 얻기 위한 조건이다. 즉, 높은 내압성, 뛰어난 내식성을 얻기 위해서는, 약 800℃의 브레이징 온도에 의해, 밸브 등의 동합금은, 700℃ 이상, 나아가서는 750℃ 이상이나 약 800℃로 가열되며, 하드 솔더링 종료 후의 동합금의 온도로부터 300℃, 또는 700℃에서 300℃까지의 온도역을 평균으로 0.1℃/초부터 60℃/초의 냉각 속도로 냉각될 필요가 있다.

냉각 속도가 0.1℃/초보다 느리면 μ상이 결정립계에 석출되고, α상의 결정 성장, 경우에 따라서는 κ상의 결정 성장이 발생하여, 연성, 충격 특성, 강도, 내압성, 내식성을 저하시킨다. 나아가서는, 내식성에 악영향을 주는 μ상의 석출을 방지하여, 내압성의 저하를 증대시키는 α상, κ상의 결정립 성장을 억제하기 위해서는, 하드 솔더링 후에 0.8℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것이 좋고, 1.5℃/초 이상이 최적이다. 특히, μ상은, 300～450℃에서 생기기 쉽기 때문에, 이 온도 범위를 0.1℃/초 이상의 온도로 냉각하는 것이 바람직하다. 300℃보다 낮은 온도 영역에서는, 0.1℃/초보다 느린 냉각 속도, 예를 들면 0.02℃/초이어도 μ상은 거의 석출되지 않는다. 또, 냉각 과정에 있어서 250℃ 부근에서 1시간 유지해도 거의 μ상은 석출되지 않는다.

한편, 냉각 속도가 60℃/초보다 빠르면, β상이 많이 잔류하므로, 내식성이 나쁘고, 연성, 충격 특성도 저하된다. 내식성 등의 악영향을 초래하는 β상의 잔류를 완전히 없게 하기 위해서는, 40℃/초 이하의 냉각 속도로 하드 솔더링 후에 냉각하는 것이 바람직하다.

상기 서술한 바와 같이 하드 솔더링은, 접합 강도가 높지만, 융점이 높기 때문에 동합금도 고온으로 가열되어, 강도, 내압성의 저하를 비롯하여, 내식성 그 외의 제특성이 저하된다. 동계의 경납 중에는, Ag를 다량으로 함유시키고 있는 것이 있다. Ag를 수 십% 포함한 경납은, Ag를 포함하지 않는 것에 비해 융점을 약 100℃ 낮추는 효과가 있다. 그러나, Ag는 매우 고가이므로, 그 사용량이 약간이더라도 경제성이 큰 문제가 된다. Ag를 포함하지 않는, 또 포함해도 10% 정도의 경납을 사용했을 경우의 브레이징 온도는, 약 800℃이며, 밸브 등의 동합금도 약 800℃, 적어도 750℃ 이상으로 가열된다. 브레이징 때에, 약 800℃, 적어도 750℃ 이상으로 가열되므로, 브레이징된 후의 동합금의 냉각 속도는, 700℃에서 300℃의 온도역을 0.8℃/초부터 40℃/초, 보다 바람직하게는 1.5℃/초부터 40℃/초의 냉각 속도로 냉각하면 된다.

또한, 내면에 압력을 받는 관의 경우, t: 관의 최소 두께, P: 설계 압력, D: 관의 외경, A: 재료의 허용 인장강도, b: 용접 이음매의 효율로 하면,

t=PD/(200Ab+0.8P)로 나타난다

즉 압력: P는, 허용 인장강도에 의존하며, 허용 인장강도는, 재료의 인장강도에 의존하므로, 재료의 인장강도가 높으면 고압에 견딜 수 있게 된다. 또, 내압 용기의 초기의 변형 강도가 문제가 될 때는, 인장강도 대신에 내력을 이용할 수도 있다. 따라서, 내압 용기의 내압성은, 브레이징 후의 재료의 인장강도 및 내력에 의존하여, 이들 값이 높으면 내압 용기의 두께를 얇게 할 수 있어 저비용으로 제조할 수 있다. 이상으로부터, 높은 내압성을 나타내는 지표로서, 인장강도, 내력을 이용할 수 있다.

[실시예]

상기 서술한 제1 발명 합금 내지 제4 발명 합금 및 비교용 조성의 동합금을 이용하여, 시료 L, M, N을 작성했다. 표 1은, 시료로서 작성한 제1 발명 합금 내지 제4 발명 합금 및 비교용의 동합금의 조성을 나타낸다.

시료 L은, 표 1의 조성의 주괴(외경 100mm, 길이 150mm의 원주 형상의 것)를 670℃로 가열하고, 외경 17mm의 둥근 봉형상으로 압출가공했다(압출재).

시료 M은, 표 1의 조성의 주괴(외경 100mm, 길이 150mm의 원주 형상의 것)를 670℃로 가열하고, 외경 35mm의 둥근 봉형상으로 압출가공하여, 그 후, 670℃로 가열하고, 가로놓기로 하여 17.5mm의 두께로 열간단조했다. 이 열간단조재를, 절삭에 의해 외경 17mm의 둥근 봉재로 마무리했다(열간단조재).

시료 N은, 표 1의 조성의 용탕을 직경 35mm, 깊이 200mm의 금형에 부어넣어, 주조한 후, 시료 L와 동일한 사이즈가 되도록 선반으로 절삭하여, 외경 17mm의 환봉으로 했다(주조재).

각 시료에 다음의 시험 1 또는 2를 행했다.

시험 1: 각 시료를, 브레이징시에 있어서 버너에 의해 가열된 상태에 상당시키기 위해, 800℃의 염욕(NaCl와 CaCl₂를 약 3:2로 혼합한 것)에, 약 100초간 침지했다. 염욕에 침지하는 것에 의해, 시료는, 약 10초간, 약 800℃ 유지된다. 그리고, 시료를 취출하여, 빙수로의 수냉, 10℃의 수냉, 60℃의 열수냉, 강제 공냉 A, B, C(강제 공냉의 팬의 속도는 A, B, C의 순서로 빠르다)의 조건으로 냉각했다. 또, 보다 느린 냉각 속도를 실현시키기 위해, 시료에 대해서 불활성 분위기 중에서 승온와 강온을 연속적으로 행할 수 있는 연속로(로내 브레이징으로)를 이용하여, 800℃로 가열하고, 1분간 유지한 후에 2조건으로 노냉각했다(조건 D, E).

각종 조건으로 실시했을 때의 700℃에서 300℃의 평균 냉각 속도는, 빙수로의 수냉이 70℃/초, 10℃의 수냉이 50℃/초, 60℃의 열수냉이 35℃/초, 강제 공냉 A가 6.0℃/초, 강제 공냉 B가 2.5℃/초, 강제 공냉 C가 1.2℃/초, 노냉각의 조건 D가 0.15℃/초, 노냉각의 조건 E가 0.02℃/초였다.

시험 2: 시료 L, M, N이 다른 재료와 브레이징된 후의 브레이징부의 인장강도를 측정하기 위해서 다음의 브레이징을 행했다.

다른 재료로서 외경 25mm의 구리봉을 준비하고, 구리봉의 단면의 중앙에 절삭에 의해 내경 18mm, 깊이 50mm의 구멍을 뚫어, 각 시료 L, M, N을 구멍에 삽입하고, 시료와 구리봉에 플럭스를 붙여 구리봉의 예열도 포함하여 버너로 가열함으로써 플럭스를 용융하여, 납재를 젖기 쉽게 한다. 그 직후, Cu-7%P(B-CuP2)의 인동납을 이용하여, 약 800℃의 온도에 납재, 시료 및 구리봉을 가열하는 것에 의해 인동납을 용융하고, 접합부에 인동납이 완전히 용착된 것을 확인하여 브레이징을 종료했다. 그 직후에, 시험 1과 동일한 방법으로 냉각했다.

시료 L, M, N의 시험 1 또는 시험 2의 이후에, 탈아연부식성, 내침식부식성, 인장강도, 내력, 신장, 충격강도의 평가를 다음과 같이 하여 행했다.

탈아연부식성은, ISO 6509에 준해 하기와 같이 행했다.

시험 1의 방법에 의해 제작된 시험재로부터 잘라낸 시료를, 시료 L에 대해서는 폭로 시료 표면이 당해 압출재의 압출 방향에 대해서 직각이 되도록 하여 페놀 수지재에 매립하고, 시료 M 및 시료 N에 대해서는 폭로 시료 표면이 당해 열간단조재, 또는 주물의 길이 방향에 대해서 직각이 되도록 하여 페놀 수지재에 매립하며, 시료 표면을 에머리지에 의해 1200번까지 연마한 후, 이것을 순수 중에서 초음파 세정해 건조했다. 그 후, 각 시료를, 1.0%의 염화 제2 동 2수화염(CuCl₂·2H₂O)의 수용액(12.7g/L) 중에 침지해, 75℃의 온도 조건하에서 24시간 유지한 후, 수용액 중으로부터 취출하여, 그 탈아연부식 깊이의 최대치(최대 탈아연부식 깊이)를 측정했다.

시료는 폭로 표면이 압출 방향에 대해서 직각을 유지하도록, 페놀 수지재에 다시 매립되고, 다음으로 가장 긴 절단부가 얻어지도록 시료를 절단했다. 계속해서 시료를 연마하여, 100배에서 500배의 금속현미경을 이용하여, 현미경의 시야 10개소에서, 부식 깊이를 관찰했다. 가장 깊은 부식 포인트가 최대 탈아연부식 깊이로서 기록되었다. 또한, ISO 6509의 시험을 행했을 때, 최대 부식 깊이가, 200㎛ 이하이면, 실용상의 내식성에 관해, 문제없는 레벨로 되어 있고, 특별히 뛰어난 내식성이 요구되는 경우는, 100㎛ 이하, 나아가서는, 50㎛ 이하가 요망되고 있다.

내침식부식성의 평가를 다음과 같이 행했다.

시험 1의 방법에 의해 제작된 시험재로부터 절출된 시료를, 내침식부식성의 평가에 사용했다. 침식·부식 테스트는, 구경 2mm의 노즐을 사용하여, 시료에 40℃의 3%식염수를 11m/초의 유속으로 대어, 168시간 경과한 후에 단면을 관찰해, 최대의 부식 깊이를 측정했다.

수도물 공급용의 밸브 등에 사용되는 동합금은, 역류나 밸브의 개폐에 의해 발생하는 수류 속도의 갑작스런 변화에 노출되기 때문에, 통상의 내식성 뿐만 아니라, 침식부식에 대한 내성도 필요하다.

인장 시험에 의해 인장강도, 내력, 신장을 측정했다.

인장 시험의 시험편은, JIS Z 2201의 표점 거리가, (시험편 평행부의 단면적의 평방근)×5.65인 형상의 14A시험편으로 실시했다.

시험 2에 의해 구리봉과 시료를 브레이징에 의해 접합한 시료에 대해서는, 브레이징된 구리봉과 시료를 쥐고 그대로 인장 시험했다. 신장은 미측정이지만, 파단 하중을 파단부의 단면적으로 나눠, 인장강도를 구했다. 이 브레이징된 구리봉과 시료의 인장 시험에서는, 시험편은 모두 브레이징부에서 10mm 이상 떨어진 시료측에서 파단했다.

금속조직은, 시료의 횡단면을 검경하고, 과산화수소와 암모니아수의 혼합액으로 에칭하여, α상, κ상, β상, γ상, μ상의 면적률(%)을 화상해석에 의해 측정했다. 즉, 200배 또는, 500배의 광학현미경 조직을 화상처리 소프트 “WinROOF”로 2치화하는 것에 의해, 각 상의 면적률을 구했다. 면적률의 측정은 3시야에서 행하고, 그 평균치를 각 상의 상비율로 했다.

상의 동정(同定)이 곤란한 경우는, FESEMEBSP(Electron Back Scattering diffraction Pattern)법에 따라, 상을 특정하여, 각 상의 면적률을 구했다. FESEM은 일본전자주식회사 제조 JSM7000F, 해석에는 주식회사 TSL 솔루션즈 제조 OIMVer.5.1을 사용하여, 해석 배율 500배와 2000배의 상 맵(Phase 맵)으로부터 구했다.

충격시험은, 시험 1의 염욕에서 열처리한 시료로부터 충격시험편(JIS Z 2242에 준한 V 노치 시험편)을 채취하여, 샤르피 충격 시험을 행하여, 충격강도를 측정했다.

피삭성의 평가는, 선반을 이용한 절삭 시험으로 평가하며, 다음의 방법으로 행해졌다.

직경 17mm의 압출시료, 열간단조시료 또는 주조시료를 건식하에서, 포인트노즈·스트레이트 공구, 특히 칩 브레이커가 부착되어 있지 않은 텅스텐·카바이드 공구가 장착된 선반을 이용하여, 경사각(rake angle) -6도, 노즈 반경 0.4mm, 절삭 속도 100(m/min), 절삭 깊이 1.0mm, 이송 속도 0.11mm/rev로 그 원주상을 절삭했다. 공구에 장착된 3부분으로 이루어지는 동력계로부터 발해지는 시그널이, 전기적 전압 시그널로 변환되어, 레코더에 기록되었다. 다음으로 이들 시그널은 절삭 저항(N)으로 변환되었다. 따라서, 당해 합금의 피삭성은 절삭 저항, 특히 절삭시에 가장 높은 값을 나타내는 주분력을 측정하는 것에 의해 평가했다.

상기의 각 시험의 결과를 표 2 내지 표 11에 나타낸다. 각 표는, 표 2와 표 3, 표 4와 표 5, 표 6과 표 7, 표 8과 표 9, 표 10과 표 11, 표 12와 표 13이 세트가 되어 각 시험의 결과를 나타내고 있다. 피삭성에 대해서는, 시험 1의 가열전 상태에서 평가했으므로, 각 합금의 시료 L, M, N마다 결과를 기재하고 있다. 표 중의 냉각 속도란의 1～8의 숫자는, 1이 빙수로의 수냉(70℃/초), 2가 10℃의 수냉(50℃/초), 3이 60℃의 열수냉(35℃/초), 4가 강제 공냉 A(6.0℃/초), 5가 강제 공냉 B(2.5℃/초), 6이 강제 공냉 C(1.2℃/초), 7이 노냉각의 조건 D(0.15℃/초), 8이 노냉각의 조건 E(0.02℃/초)를 나타낸다. 도 1(a), (b), (c)는, 각각 시험 No.A11L2, A21L7, A26L4의 시험 1 후의 금속조직을 나타내고, 도 1(c)은, 시험 No.A11L6의 시험 2 이후의 브레이징 부분의 금속조직을 나타낸다.

시험의 결과, 하기를 알 수 있었다.

제1 발명 합금 내지 제4 발명 합금에 있어서, 시료 L(압출재), M(열간단조재), N(주조재) 모두 브레이징 후의 냉각 속도가 0.15～50℃/초인 각 시료는, 금속조직에 있어서의 각 상의 면적률이, 30≤“α”≤84, 15≤“κ”≤65, “α”+“κ”≥92, 0.2≤“κ”/“α”≤2이며, β≤3, μ≤5, β+μ≤6, 0≤“γ”≤7, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤8의 관계를 만족했다.

또, 각 시료는, 인장강도가 400N/mm² 이상이고, 내력으로 150N/mm² 이상이며 높은 내압성을 나타냈다. 또, 각 시료는, 탈아연부식성, 내침식부식성이 양호하고, 뛰어난 내식성을 나타냈다(합금 No.A11, A21～A26, A31～A34, A41～45에 있어서의 냉각 속도 2～7 등의 각 시험 결과를 참조).

제2 발명 합금은, 제1 발명 합금에 비해, 내침식부식성이 양호하고, 내식성이 양호했다(합금 No.A11, A21～26에 있어서의 냉각 속도 2～7 등의 각 시험 결과를 참조).

제3 발명 합금은, 소량의 Pb, Bi를 함유하면서, 2.2mass%Bi(합금 No.111)를 함유하는 주물이나, 1.7mass%Pb(합금 No.115)를 함유하는 압출봉재와 대략 동등한 피삭성을 얻을 수 있었다. 단, 본원 조성 범위의 식에서 벗어나면, 소량의 Pb의 함유로는, 양호한 피삭성을 얻을 수 없다.

제4 발명 합금은, 제1 발명 합금에 비해, 인장강도 및 내력이 높고, 강도가 높았다(합금 No.A11, A41～45에 있어서의 냉각 속도 2～7 등의 각 시험 결과를 참조).

냉각 속도의 영향에 대해 설명한다. 발명 합금에 있어서, 냉각 속도가, 가장 빠른 70℃/초로는 β상이 잔류하고, 인장강도 및 내력이 높기 때문에 내압성은 충분히 만족하는 레벨에 있지만, 신장, 충격강도가 낮아, 연성, 인성이 부족했다. 또, 탈아연부식성, 내침식부식성이 낮아 내식성이 나빴다. 그러나, 냉각 속도가, 50℃/초가 되면, β상의 잔류는 큰폭으로 감소하여, 신장, 충격강도, 탈아연부식성, 내침식부식성이 큰 폭으로 개선되어, 35℃/초가 되면 전혀 문제 없다(시험 No.A11L1, A11L2, A11L3 등의 각 시험 결과를 참조).

발명 합금에 있어서, 냉각 속도가 느린 0.02℃/초로는, μ상의 면적률이 증가했다. μ상의 면적률이 증가하면, β상의 면적률이 증가하는 경우와 마찬가지로, 인장강도 및 내력이 높아져, 내압성은 충분히 만족하는 레벨에 있지만, 신장, 충격치가 낮고, 연성, 인성이 부족하다.

또, 탈아연부식성, 내침식부식성이 낮아 내식성이 나빴다. 그러나, 냉각 속도가, 0.15℃/초가 되면, μ상의 생성은 큰 폭으로 감소하여, 신장, 충격강도, 탈아연부식성, 내침식부식성이 큰 폭으로 개선되며, 1.0℃/초가 되면 전혀 문제 없다(시험 No.A11L8, A11L7, A11L6 등의 각 시험 결과를 참조).

한편, 금속조직에 있어서, “α”+“κ”≥94, 0.3≤“κ”/“α”≤1.5이면, 인장강도 및 내력과 신장, 충격치, 연성, 인성의 밸런스가 더욱 좋아지고, 탈아연부식성, 내침식부식성이 양호해지는 결과가 되며, 또한 “α”+“κ”≥95, 0.5≤“κ”/“α”≤1.2에서는, 더욱, 양호한 결과를 얻을 수 있었다. 또, “β”+“μ”≤3, 0≤“γ”≤5, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤5.5의 관계를 충족시키면, 인장강도, 신장, 충격치, 연성, 인성, 탈아연부식성, 내침식부식성이 더욱 양호해지고, “β”+“μ”≤0.5, 0.05≤“γ”≤3, 0.05≤“β”+“μ”+“γ”≤3이면 이들 특성이 더욱 양호해졌다. 반대로, 발명 합금의 조성 범위 내이더라도, “α”+“κ”<92이면 신장, 충격치, 연성, 인성이 나쁘고, 내력은 높지만, 연성이 낮기 때문에 인장강도는 낮다. “κ”/“α”<0.2이면 인장강도 및 내력이 낮고, “κ”/”α”>2이면, 신장, 충격치, 연성, 인성이 나쁘다. 또, 내력은 높지만, 연성이 낮기 때문에 인장강도는 낮다. β+μ>6, “γ”>7, 혹은 “β”+“μ”+“γ”>8이면, 신장, 충격치, 연성, 인성, 탈아연부식성, 내침식부식성이 나쁘다. 또, 내력은 높지만, 연성이 낮기 때문에 인장강도는 낮다.

K의 값이 62.0～67.5의 범위 중에서도 63.0～66.5의 사이에 있으면, 인장강도, 내력, 신장, 충격강도, 탈아연부식성, 내침식부식성이 더욱 양호해진다(합금 No.A21, A22, A23, A26와 A24, A25 등의 각 시험 결과를 참조).

Sb, P, As를 포함하지 않는 합금의 내탈아연부식성은, 금속조직의 상에 관련되는 관계식을 만족하면, 실용상 문제가 없는 레벨에 있지만, 보다 고도의 내탈아연부식성이 필요한 경우는, Sb, P, As의 함유가 필요하다.

Sn을 0.3mass% 이상, Al을 0.45mass% 이상 함유하면, 내침식부식성이 더욱 더 양호해지고, Sb, P, As의 함유와 함께, 더욱 뛰어난 내탈아연부식성, 내침식부식성을 가진다. 단, Sn, Al의 함유에 의해, γ상이 많이 석출되므로, K값, 또는, Cu농도를 본원 범위 내에서 약간 높게 설정하면 된다(합금 No.A26, A27, A28, A33, A34, A45 등의 각 시험 결과를 참조).

Si 농도가 발명 합금의 범위의 상한치인 4.0mass%보다 많으면 연성, 내식성이 나쁘다(합금 No.101 등의 각 시험 결과를 참조).

Si 농도가 발명 합금의 범위의 하한치인 2.5mass%보다 적으면 내력, 인장강도가 낮고, 내식성이 나쁘다(합금 No.102 등의 각 시험 결과를 참조).

Fe를 불순물로서 0.26mass% 함유해도, 브레이징 후의 금속조직, 제특성에 큰 변화가 없는 것을 확인했다(합금 No.A29 등의 각 시험 결과를 참조).

Cu, Si 농도가 발명 합금의 범위이더라도, K의 값이 62.0～67.5의 범위의 상한치보다 높으면 냉각 속도를 변경해도, 내력, 인장강도가 낮다(합금 No.103 등의 각 시험 결과를 참조).

Cu, Si 농도가 발명 합금의 범위이더라도, K의 값이 62.0～67.5의 범위의 하한치보다 낮으면 냉각 속도를 변경해도, 연성, 인성, 내식성이 나쁘다. (합금 No.104, 105 등의 각 시험 결과를 참조).

시험 1의 염욕의 실험에 의한 인장강도와, 시험 2의 브레이징 시험에 의한 인장강도는 대략 동일한 값을 나타냈다. 따라서, 시험 1의 염욕의 실험에 의해, 양호한 결과를 나타낸 본 발명 합금은, 800℃의 브레이징 온도로 가열해도, 높은 내력, 인장강도를 가지고, 브레이징 후에 특별한 열처리를 실시하지 않아도, 연성, 인성, 내식성도 뛰어나다고 판단된다.

또한, 본 발명은, 상기 실시형태의 구성으로 한정되지 않고, 발명의 취지를 변경하지 않는 범위에서 각종 변형이 가능하다.

<산업상의 이용 가능성>

상기 서술한 바와 같이, 본 발명에 관한 내압내식성 동합금은, 높은 내압성과 뛰어난 내식성을 구비하므로, 고압 가스 설비, 공조 설비, 급수·급탕 설비 등의 용기, 기구, 부재로서는, 고압 밸브, 플러그 밸브, 풋 밸브, 다이어프램 밸브, 벨로우즈 밸브, 컨트롤 밸브를 비롯한 각종 밸브 및, 관이음매, T자 이음매, 치즈관, 엘보관 등의 각종 이음매 및, 냉온수밸브, 저온밸브, 감압밸브, 고온밸브, 안전밸브 등의 각종 밸브 및 조인트, 실린더 등의 유압 용기나, 노즐, 스프링쿨러, 수전금구 등의 브레이징이 실시되는 용기, 기구, 부재에 최적이다.

본 출원은, 일본 특허출원 2010-238311에 근거하여 우선권을 주장한다. 그 출원의 내용의 전체가 참조에 의해, 이 출원에 원용된다.

Claims

73.0～79.5mass%의 Cu와, 2.5～4.0mass%의 Si를 함유하고, 잔부가 Zn 및 불가피한 불순물로 이루어지는 합금 조성이며, 다른 재료와 브레이징된 내압내식성 동합금으로서,
Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와의 사이에, 62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5의 관계를 가지고,
상기 동합금의 브레이징 부분의 금속조직은, α상 매트릭스에 적어도 κ상을 포함하고, α상의 면적률 “α”%와, β상의 면적률 “β”%와, γ상의 면적률 “γ”%와, κ상의 면적률 “κ”%와, μ상의 면적률 “μ”%와의 사이에, 30≤“α”≤84, 15≤“κ”≤68, “α”+“κ”≥92, 0.2≤“κ”/“α”≤2이며, β≤3, μ≤5, β+μ≤6, 0≤“γ”≤7, 0≤“β”+“μ”+“γ”≤8의 관계를 가지는 것을 특징으로 하는 내압내식성 동합금.
청구항 1에 있어서,
0.015～0.2mass%의 P, 0.015～0.2mass%의 Sb, 0.015～0.15mass%의 As, 0.03～1.0mass%의 Sn, 0.03～1.5mass%의 Al 중 어느 1종 이상을 더 함유하고,
Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와의 사이에,
62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5의 관계를 가지는 것을 특징으로 하는 내압내식성 동합금.
청구항 1에 있어서,
0.015～0.2mass%의 P, 0.015～0.2mass%의 Sb, 0.015～0.15mass%의 As 중 어느 1종 이상, 및 0.3～1.0mass%의 Sn, 0.45～1.2mass%의 Al 중 어느 1종 이상을 더 함유하고,
Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와의 사이에,
63.5≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5의 관계를 가지는 것을 특징으로 하는 내압내식성 동합금.
청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 있어서,
0.003～0.25mass%의 Pb, 0.003～0.30mass%의 Bi 중 어느 1종 이상을 더 함유하고,
Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와, Pb의 함유량 [Pb]mass%와, Bi의 함유량 [Bi]mass%와의 사이에,
62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]≤67.5의 관계를 가지는 것을 특징으로 하는 내압내식성 동합금.
청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
0.05～2.0mass%의 Mn, 0.05～2.0mass%의 Ni, 0.003～0.3mass%의 Ti, 0.001～0.1mass%의 B, 0.0005～0.03mass%의 Zr 중 어느 1종 이상을 더 함유하고,
Cu의 함유량 [Cu]mass%와, Si의 함유량 [Si]mass%와, P의 함유량 [P]mass%와, Sb의 함유량 [Sb]mass%와, As의 함유량 [As]mass%와, Sn의 함유량 [Sn]mass%와, Al의 함유량 [Al]mass%와, Pb의 함유량 [Pb]mass%와, Bi의 함유량 [Bi]mass%와, Mn의 함유량 [Mn]mass%와, Ni의 함유량 [Ni]mass%와, Ti의 함유량 [Ti]mass%와, B의 함유량 [B]mass%와, Zr의 함유량 [Zr]mass%와의 사이에,
62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]+2×[Mn]+1.7×[Ni]+1×[Ti]+2×[B]+2×[Zr]≤67.5의 관계를 가지는 것을 특징으로 하는 내압내식성 동합금.
청구항 1 내지 청구항 5 중 어느 한 항에 있어서,
재료 강도가, 인장강도로 400N/mm²이상, 또는, 내력으로 150N/mm² 이상인 것을 특징으로 하는 내압내식성 동합금.
청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 기재된 내압내식성 동합금과, 상기 동합금에 브레이징된 다른 재료와, 상기 동합금과 상기 다른 재료를 브레이징하는 납재를 구비한 것을 특징으로 하는 브레이징 구조체.
청구항 7에 기재된 브레이징 구조체의 제조 방법으로서,
상기 동합금과 상기 다른 재료와의 사이에 상기 납재를 개재시킨 상태에서,
상기 동합금의 브레이징 부분과 상기 다른 재료의 브레이징 부분과 상기 납재를, 적어도 700℃ 이상으로 가열하여 브레이징하고,
상기 동합금의 브레이징 부분이, 하드 솔더링 종료시의 재료 온도로부터 300℃, 또는 700℃에서 300℃까지의 온도역을 0.1℃/초～60℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 브레이징 구조체의 제조 방법.
청구항 7에 기재된 브레이징 구조체의 제조 방법으로서,
상기 동합금과 상기 다른 재료와의 사이에 상기 납재를 개재시킨 상태에서,
상기 동합금의 브레이징 부분과 상기 다른 재료의 브레이징 부분과 상기 납재를, 적어도 750℃ 이상으로 가열하여 브레이징하고,
상기 동합금의 브레이징 부분이, 하드 솔더링 종료시의 재료 온도로부터 300℃, 또는 700℃에서 300℃까지의 온도역을 1.5℃/초～40℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 브레이징 구조체의 제조 방법.