JPH03170646A - 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金の製造方法 - Google Patents
結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金の製造方法Info
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- JPH03170646A JPH03170646A JP30654489A JP30654489A JPH03170646A JP H03170646 A JPH03170646 A JP H03170646A JP 30654489 A JP30654489 A JP 30654489A JP 30654489 A JP30654489 A JP 30654489A JP H03170646 A JPH03170646 A JP H03170646A
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- alloy
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は、復水器、給水加熱器、蒸留器、冷却器、遣水
装置などの熱交換器用の材料として、特に自動車等に用
いられるラジエーターのタンク、チーブ、フィン等の材
料として最適な黄銅及び黄銅系銅合金の製造方法に関す
るものである。
装置などの熱交換器用の材料として、特に自動車等に用
いられるラジエーターのタンク、チーブ、フィン等の材
料として最適な黄銅及び黄銅系銅合金の製造方法に関す
るものである。
［従来の技術コ
従来、ラジエーターに使用されている銅合金材料として
は、Ｃｕ［ｉ５重量％、Ｚｎ３５重量％からなる苦銅が
知られている。しかし、ラジエーターは冷却媒体と常時
接触しており、又、自動車走行中は排気ガス、塩分を含
む馬岸大気更には工場排気のＳＯ２ガス等にさらされて
おり、これら腐食環境により黄銅は応力腐食割れや脱亜
鉛腐食が起き、これが大きな問題になっている。更に又
、近年特にラジエーターチューブには従来のカシメによ
るロックシームチューブに代って、コスト低減と生産効
率の向上の面から高周波誘導溶接あるいは高周波抵抗溶
接による銅合金溶接管が採用されるようになってきた。
は、Ｃｕ［ｉ５重量％、Ｚｎ３５重量％からなる苦銅が
知られている。しかし、ラジエーターは冷却媒体と常時
接触しており、又、自動車走行中は排気ガス、塩分を含
む馬岸大気更には工場排気のＳＯ２ガス等にさらされて
おり、これら腐食環境により黄銅は応力腐食割れや脱亜
鉛腐食が起き、これが大きな問題になっている。更に又
、近年特にラジエーターチューブには従来のカシメによ
るロックシームチューブに代って、コスト低減と生産効
率の向上の面から高周波誘導溶接あるいは高周波抵抗溶
接による銅合金溶接管が採用されるようになってきた。
しかし、銅合金溶接管は、その溶接組織の特異性からそ
の溶接部は他の部分と比較して耐食性が大幅に劣るとい
う欠点をもっている。
の溶接部は他の部分と比較して耐食性が大幅に劣るとい
う欠点をもっている。
［発明が解決しようとする課題コ
本発明者らは、上記の問題点について種々研究を行った
結果、結晶粒度を微細にすることが、溶接部の割れの減
少及び耐食性特に耐応力腐食割れ性の向上に有効な方法
であることが明らかになった。しかし、銅合金の結晶粒
を微細にすると、強度が向上し、それに伴ないチューブ
、フィン等への成形時の負荷や金型の摩耗の堆加及び成
形性の低下等が問題になっていた。
結果、結晶粒度を微細にすることが、溶接部の割れの減
少及び耐食性特に耐応力腐食割れ性の向上に有効な方法
であることが明らかになった。しかし、銅合金の結晶粒
を微細にすると、強度が向上し、それに伴ないチューブ
、フィン等への成形時の負荷や金型の摩耗の堆加及び成
形性の低下等が問題になっていた。
このような状況から、本発明では結晶粒が微細でかつ結
晶粒の微細化に伴なう強度向上の起らない成形性に優れ
た材料を提供しようとするものである。
晶粒の微細化に伴なう強度向上の起らない成形性に優れ
た材料を提供しようとするものである。
［課題を解決するための手段］
本発明は、Ｚｎ：２５〜４５重量％あるいは更にＰｂｘ
Ｆｅ．ＳｎＳＡｌ、Ｍｎ，Ｎｉｘ ＰｓＡ ｓ ｓ
Ｔ ｅ ｓ Ｃ ｒ ％ Ｃ ｏ １Ｚ ｒ ＳＶ ｓ
Ｂ ｅ ｓＣｄ，Ｓｔ，ＢＳ Ｉｎ，ＴｉＳＭｇ，Ｈ
ｆ，Ｇｅよりなる群より１種又は２種以上を０．００５
〜２．０重量％含み、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から
なる合金材料を７５％以上の加工度で冷間圧延後、最終
焼鈍により結晶粒度を０．Ｏｌ５ｍｍ以下とすることを
特徴とする結晶粒が微細でかつ低強度な黄銅あるいは黄
銅系銅合金の製造方法並びに上記組成の合金材料を７５
％以上の加工度で冷間圧延後、最終焼鈍で結晶粒度が０
．０１５ｍｍ以下となるように調整した後、更にｌ−１
５％の冷間圧延を施すことを特徴とする製造方法である
。
Ｆｅ．ＳｎＳＡｌ、Ｍｎ，Ｎｉｘ ＰｓＡ ｓ ｓ
Ｔ ｅ ｓ Ｃ ｒ ％ Ｃ ｏ １Ｚ ｒ ＳＶ ｓ
Ｂ ｅ ｓＣｄ，Ｓｔ，ＢＳ Ｉｎ，ＴｉＳＭｇ，Ｈ
ｆ，Ｇｅよりなる群より１種又は２種以上を０．００５
〜２．０重量％含み、残部Ｃｕ及び不可避的不純物から
なる合金材料を７５％以上の加工度で冷間圧延後、最終
焼鈍により結晶粒度を０．Ｏｌ５ｍｍ以下とすることを
特徴とする結晶粒が微細でかつ低強度な黄銅あるいは黄
銅系銅合金の製造方法並びに上記組成の合金材料を７５
％以上の加工度で冷間圧延後、最終焼鈍で結晶粒度が０
．０１５ｍｍ以下となるように調整した後、更にｌ−１
５％の冷間圧延を施すことを特徴とする製造方法である
。
かかる本発明を構成する合金成分及び他の構或要件の限
定理由を説明する。
定理由を説明する。
ＣｕとＺｎとは本発明を構成する合金の基本材料となる
もので、加工性、機械的強度に優れていると共に、熱伝
導性にも優れている。Ｚｎ含有量を２５〜４５重量％と
する理由は、Ｚｎ含有量が２５重量％未満では加工性が
悪くなり、又はんだ付け性が低下するためで、４５重量
％を超えるとＣｕ−Ｚｎ合金におけるβ相の析出が顕著
になり、耐食性及び冷間加工性が悪くなるためである。
もので、加工性、機械的強度に優れていると共に、熱伝
導性にも優れている。Ｚｎ含有量を２５〜４５重量％と
する理由は、Ｚｎ含有量が２５重量％未満では加工性が
悪くなり、又はんだ付け性が低下するためで、４５重量
％を超えるとＣｕ−Ｚｎ合金におけるβ相の析出が顕著
になり、耐食性及び冷間加工性が悪くなるためである。
Ｐ ｂ ％ Ｆ ｅ ＳＳ ｎ ｓ Ａ １ 、Ｍ ｎ
ＳＮ ｉｓ Ｐ ｓＡｓ，ＴｅＳ Ｃｒｓ Ｃｏ，Ｚ
ｒ．ＶＳ Ｂｅ，Ｃｄ，ＳｉＳ Ｂ％ ＩｎＳＴｉ，
ＭｇＳＨｆ，Ｇｅよりなる群より１種又は２種以上を０
．００５〜２．０重量％含有する理由は、素材及び溶接
部の耐食性を改善するためで、０．００５重量％未満で
は耐食性の改善が認められず、又、２．０ｆｆｉｆｆｉ
％を超えて含有してもその効果が飽和して、加工性を劣
化させるためである。
ＳＮ ｉｓ Ｐ ｓＡｓ，ＴｅＳ Ｃｒｓ Ｃｏ，Ｚ
ｒ．ＶＳ Ｂｅ，Ｃｄ，ＳｉＳ Ｂ％ ＩｎＳＴｉ，
ＭｇＳＨｆ，Ｇｅよりなる群より１種又は２種以上を０
．００５〜２．０重量％含有する理由は、素材及び溶接
部の耐食性を改善するためで、０．００５重量％未満で
は耐食性の改善が認められず、又、２．０ｆｆｉｆｆｉ
％を超えて含有してもその効果が飽和して、加工性を劣
化させるためである。
更に、最終焼鈍前の冷間圧延の加工度を７５％以上にし
た理由は、最終焼１＝１１後の強度を低下させ、成形性
を改善するためで、加工度が７５％未満ではその効果が
認められないためである。
た理由は、最終焼１＝１１後の強度を低下させ、成形性
を改善するためで、加工度が７５％未満ではその効果が
認められないためである。
最終焼鈍により結晶粒度を０．０１５ｍｍ以下にする理
由は、結晶粒を小さくすることが、耐食性特に耐応力腐
食割れ性の向上に有効であること、更に高周波誘導溶接
あるいは高周波抵抗溶接によって起る溶接割れは溶融し
た母材金属と接触していると粒界が脆化することが原因
であるが、結晶粒度を小さくすることによりこのような
現象を大福に抑制することが可能となるためである。結
晶粒度が０．０１５＋ｌｌａ＋を超えると溶接割れが発
生し易くなり、又、耐応力腐食割れ性の劣化が認められ
るためである。
由は、結晶粒を小さくすることが、耐食性特に耐応力腐
食割れ性の向上に有効であること、更に高周波誘導溶接
あるいは高周波抵抗溶接によって起る溶接割れは溶融し
た母材金属と接触していると粒界が脆化することが原因
であるが、結晶粒度を小さくすることによりこのような
現象を大福に抑制することが可能となるためである。結
晶粒度が０．０１５＋ｌｌａ＋を超えると溶接割れが発
生し易くなり、又、耐応力腐食割れ性の劣化が認められ
るためである。
そして、本発明において、最終焼鈍した後１〜１５％の
加工度で冷間圧延を施す理由は、冷間圧延を施すことに
より、はんだ付け性を向上させるためであるが、加工度
が１％未満でははんだ付け性の向上が認められず、又、
１５％を超えると機械的強度が高くなり、成形性格にラ
ジエーターチューブで加工時の成形性が劣化するためで
ある。
加工度で冷間圧延を施す理由は、冷間圧延を施すことに
より、はんだ付け性を向上させるためであるが、加工度
が１％未満でははんだ付け性の向上が認められず、又、
１５％を超えると機械的強度が高くなり、成形性格にラ
ジエーターチューブで加工時の成形性が劣化するためで
ある。
［実施例］
次に本発明の実施例を説明する。
第１表に示す諸組成の合金を高周波溶解炉にて大気ある
いは不活性雰囲気中で溶解、鋳造し、熱間圧延後、冷間
圧延と焼鈍をくり返し中間板厚の素材とした。これを５
００℃で３０〜６０分焼鈍を行った後、第１表に示す加
工度で冷間圧延し、厚さ ０．８ｓｌｗの板とした。こ
れを更に ５００℃で６０〜９００秒熱処理し、第１表
に示す結晶粒度に調整した。又、１部の試料については
更に冷間圧延を行った。
いは不活性雰囲気中で溶解、鋳造し、熱間圧延後、冷間
圧延と焼鈍をくり返し中間板厚の素材とした。これを５
００℃で３０〜６０分焼鈍を行った後、第１表に示す加
工度で冷間圧延し、厚さ ０．８ｓｌｗの板とした。こ
れを更に ５００℃で６０〜９００秒熱処理し、第１表
に示す結晶粒度に調整した。又、１部の試料については
更に冷間圧延を行った。
このような試料の評価として素材の強度、エリクセン値
、応力腐食割れ試験結果、溶接割れ発生に対する耐性及
びはんだ付け性を第１表に示す。
、応力腐食割れ試験結果、溶接割れ発生に対する耐性及
びはんだ付け性を第１表に示す。
なお、応力腐食割れ試験としては、ＪＩＳコニカルカッ
プ試験工具の１７型円筒平底ポンチを用い、絞り比２．
０のカップを作り、これを水酸化ナトリウムと塩化アン
モニウムで作ったｐＨｌＯのアンモニア雰囲気中に曝露
して割れ開始までの時間を測定した。
プ試験工具の１７型円筒平底ポンチを用い、絞り比２．
０のカップを作り、これを水酸化ナトリウムと塩化アン
モニウムで作ったｐＨｌＯのアンモニア雰囲気中に曝露
して割れ開始までの時間を測定した。
溶接割れが発生することに対する耐性についての試験は
第１表に示される合金を第１図に示されるようにバイブ
１状に加工し（内径ａ：２０■、外径ｂ ： ２２１１
長さ： １０ｍｍ） 、これを同一組成の融点＋５０℃
に保持された溶融金属に３秒間浸漬し、その後取り出し
て保持炉中で付着している金属が溶融している状態で第
２図に示すように、バイプ１を加熱保持炉４内で支持台
３にて保持し、重さ２００ｇｗの自由落下体を落下距離
ｃ ： ５０ｔｍで落下させて衝撃を加えた。その時変
形したバイブ断面を顕微鏡によって観察し、粒界破壊の
有無を確認し、これをもって溶融割れに対する耐性を評
価した。
第１表に示される合金を第１図に示されるようにバイブ
１状に加工し（内径ａ：２０■、外径ｂ ： ２２１１
長さ： １０ｍｍ） 、これを同一組成の融点＋５０℃
に保持された溶融金属に３秒間浸漬し、その後取り出し
て保持炉中で付着している金属が溶融している状態で第
２図に示すように、バイプ１を加熱保持炉４内で支持台
３にて保持し、重さ２００ｇｗの自由落下体を落下距離
ｃ ： ５０ｔｍで落下させて衝撃を加えた。その時変
形したバイブ断面を顕微鏡によって観察し、粒界破壊の
有無を確認し、これをもって溶融割れに対する耐性を評
価した。
又、はんだ付け性は直径８０ＩＩｍｍ高さＢＯＩｆｌｌ
の円筒形のるつぼにＳｎ２０％一Ｐｂ８０％からなるは
んだを２３０℃に加熱して溶湯を作り、その中に降下速
度２５ａ＋ｍ／ｓｅｃでサンプル（表面を清浄にした幅
ｌＯＩＩ１％長さ５０ａｖの形状）を浸漬したときはん
だ浴からサンプルが受ける浮力とはんだ浴に引き込まれ
る力が平衡に達するまでの時間を測定し、評価した。
の円筒形のるつぼにＳｎ２０％一Ｐｂ８０％からなるは
んだを２３０℃に加熱して溶湯を作り、その中に降下速
度２５ａ＋ｍ／ｓｅｃでサンプル（表面を清浄にした幅
ｌＯＩＩ１％長さ５０ａｖの形状）を浸漬したときはん
だ浴からサンプルが受ける浮力とはんだ浴に引き込まれ
る力が平衡に達するまでの時間を測定し、評価した。
第１表から明らかなよう゜に、本発明の合金はすべての
特性において満足すべき結果を得たが、比較合金Ｎｏ．
１７〜２４はそれぞれ本発明合金Ｎｏ．１，２，４，８
．７．８，１１．１２と合金組成、結晶粒度は同じだが
、最終焼鈍前加工度が低いため、本発明合金に比べ引張
強さが高く、エリクセン値が低くなっている。又、比較
合金Ｎｏ．２５〜２９はそれぞれ本発明合金Ｎｏ．ｌ．
２，５．１０．１５と合金組或、最終焼鈍前加工度は同
じだが、結晶粒度が大きいため、本発明合金に比べ耐応
力腐食割れ性が悪く、又、溶接割れ性の試験において粒
界破壊をおこしており、，耐溶接割れ性が悪い。又、比
較合金Ｎｏ．３０、３１はＺｎ含有量が少ないため、成
形性、はんだ付け性が悪い。更に、本発明合金Ｎｏ！．
９．１２と比較合金２４は本発明合金Ｎｏ．２．８．
１１と比較合金Ｎｏ．２３にスキンバスの冷間圧延を行
うことによりはんだ付け性が改善されている。
特性において満足すべき結果を得たが、比較合金Ｎｏ．
１７〜２４はそれぞれ本発明合金Ｎｏ．１，２，４，８
．７．８，１１．１２と合金組成、結晶粒度は同じだが
、最終焼鈍前加工度が低いため、本発明合金に比べ引張
強さが高く、エリクセン値が低くなっている。又、比較
合金Ｎｏ．２５〜２９はそれぞれ本発明合金Ｎｏ．ｌ．
２，５．１０．１５と合金組或、最終焼鈍前加工度は同
じだが、結晶粒度が大きいため、本発明合金に比べ耐応
力腐食割れ性が悪く、又、溶接割れ性の試験において粒
界破壊をおこしており、，耐溶接割れ性が悪い。又、比
較合金Ｎｏ．３０、３１はＺｎ含有量が少ないため、成
形性、はんだ付け性が悪い。更に、本発明合金Ｎｏ！．
９．１２と比較合金２４は本発明合金Ｎｏ．２．８．
１１と比較合金Ｎｏ．２３にスキンバスの冷間圧延を行
うことによりはんだ付け性が改善されている。
［発明の効果］
以上詳述したように、本発明は低強度で優れた或形性を
有し、かつ耐応力腐食割れ性、耐溶接割れ性及びはんだ
付け性を有し、熱交換器特にラジエーターのタンク、プ
レート、チューブ用銅合金として最適な材料を提供する
ことができる。
有し、かつ耐応力腐食割れ性、耐溶接割れ性及びはんだ
付け性を有し、熱交換器特にラジエーターのタンク、プ
レート、チューブ用銅合金として最適な材料を提供する
ことができる。
第１図は耐溶接割れ性の試験に用いる厚さ０．８ｉｍの
合金パイプの断面図、第２図は耐溶接割れ性の試験装置
カ概略説明図である。 ｌ・・・合金パイプ、２・・・自由落下体、３・・・支
持台、４・・・加熱保持炉。
合金パイプの断面図、第２図は耐溶接割れ性の試験装置
カ概略説明図である。 ｌ・・・合金パイプ、２・・・自由落下体、３・・・支
持台、４・・・加熱保持炉。
Claims (4)
- （１）Ｚｎ：２５〜４５重量％、残部Ｃｕ及び不可避的
不純物からなる合金材料を７５％以上の加工度で冷間圧
延後、最終焼鈍により結晶粒度を０．０１５ｍｍ以下に
することを特徴とする結晶粒が微細でかつ低強度な黄銅
の製造方法。 - （２）Ｚｎ：２５〜４５重量％及びＰｂ、Ｆｅ、Ｓｎ、
Ａｌ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｐ、Ａｓ、Ｔｅ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ
、Ｖ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｓｉ、Ｂ、 Ｉｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｈｆ、Ｇｅよりなる群より１種又は
２種以上を０．００５〜２．０重量％含み、残部Ｃｕ及
び不可避的不純物からなる合金材料を７５％以上の加工
度で冷間圧延後、最終焼鈍により結晶粒度を０．０１５
ｍｍ以下にすることを特徴とする結晶粒が微細でかつ低
強度な黄銅系銅合金の製造方法。 - （３）Ｚｎ：２５〜４５重量％、残部Ｃｕ及び不可避的
不純物からなる合金材料を７５％以上の加工度で冷間圧
延後、最終焼鈍で結晶粒度が０．０１５ｍｍ以下となる
ように調整した後、更に１〜１５％の冷間圧延を施すこ
とを特徴とする結晶粒が微細でかつ低強度な黄銅の製造
方法。 - （４）Ｚｎ：２５〜４５重量％及びＰｂ、Ｆｅ、Ｓｎ、
Ａｌ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｐ、Ａｓ、Ｔｅ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚｒ
、Ｖ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｓｉ、Ｂ、 Ｉｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｈｆ、Ｇｅよりなる群より１種又は
２種以上を０．００５〜２．０重量％含み、残部Ｃｕ及
び不可避的不純物からなる合金材料を７５％以上の加工
度で冷間圧延後、最終焼鈍で結晶粒度が０．０１５ｍｍ
以下となるように調整した後、更に１〜１５％の冷間圧
延をすることを特徴とする結晶粒が微細でかつ低強度の
黄銅系銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30654489A JPH03170646A (ja) | 1989-11-28 | 1989-11-28 | 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30654489A JPH03170646A (ja) | 1989-11-28 | 1989-11-28 | 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03170646A true JPH03170646A (ja) | 1991-07-24 |
Family
ID=17958317
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30654489A Pending JPH03170646A (ja) | 1989-11-28 | 1989-11-28 | 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03170646A (ja) |
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-
1989
- 1989-11-28 JP JP30654489A patent/JPH03170646A/ja active Pending
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