JPH03193849A - 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金及びその製造方法 - Google Patents
結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH03193849A JPH03193849A JP33128689A JP33128689A JPH03193849A JP H03193849 A JPH03193849 A JP H03193849A JP 33128689 A JP33128689 A JP 33128689A JP 33128689 A JP33128689 A JP 33128689A JP H03193849 A JPH03193849 A JP H03193849A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- weight
- cold rolling
- less
- low strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Conductive Materials (AREA)
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
いられるラジェーターのタンク、チーブ、フィン等の材
料として最適な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
いられるラジェーターのタンク、チーブ、フィン等の材
料として最適な銅合金の製造方法に関するものである。
［従来の技術］
従来、ラジェーターに使用されている銅合金材料として
は、Ｃｕ８５重量％、Ｚ ｎ ３５重量％からなる黄銅
が知られている。又、近年耐応力腐食割れ性を向上させ
るためＣｕ８０重量％、Ｚｎ２０重量％からなる丹銅も
使用されている。しかし、ラジェ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
含む海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、近年特にラジェ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。
は、Ｃｕ８５重量％、Ｚ ｎ ３５重量％からなる黄銅
が知られている。又、近年耐応力腐食割れ性を向上させ
るためＣｕ８０重量％、Ｚｎ２０重量％からなる丹銅も
使用されている。しかし、ラジェ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
含む海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、近年特にラジェ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。
［発明が解決しようとする課題］
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増加及び成
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増加及び成
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：３〜２５重量％未満あるいは更にＰｂ
５ＦｅＳＳｎ、ＡＩ、Ｍｎ５Ｎｉ、Ｐ。
５ＦｅＳＳｎ、ＡＩ、Ｍｎ５Ｎｉ、Ｐ。
Ａｓｓ Ｔｅｓ Ｃｒ Ｓ Ｃｏ、 ２ 「、 Ｖ
Ｓ Ｂｅ。
Ｓ Ｂｅ。
ＣｄＳ Ｓｉ 、 Ｂ、 Ｉ ｎ Ｓ Ｔｉ、
Ｍｇ、 Ｈｆ。
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０．０１５ｍｍ以下としてなることを
特徴とする結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金並びに上
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１〜１５％の冷間圧延を施すことを特
徴とする製造方法である。
．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０．０１５ｍｍ以下としてなることを
特徴とする結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金並びに上
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１〜１５％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成要件の限
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３〜２５重量％未満
とする理由は、Ｚｎ含有量が３重量％未満では加工性が
悪くなり、又はんだ付は性が低下するためで、２５重量
％以上では脱亜鉛腐食や応力腐食割れが起き易くなるた
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３〜２５重量％未満
とする理由は、Ｚｎ含有量が３重量％未満では加工性が
悪くなり、又はんだ付は性が低下するためで、２５重量
％以上では脱亜鉛腐食や応力腐食割れが起き易くなるた
めである。
Ｐｂ５Ｆｅｓ ５ｎＳＡ１％ Ｍｎ、Ｎ１５Ｐ％Ａｓ、
Ｔｅｓ Ｃｒｓ Ｃ０％ Ｚｒ５Ｖ％ Ｂｅ５Ｃｄｓ
Ｓ ｉ、Ｂ、Ｉｎ５Ｔｉ、Ｍｇ、Ｈｆ。
Ｔｅｓ Ｃｒｓ Ｃ０％ Ｚｒ５Ｖ％ Ｂｅ５Ｃｄｓ
Ｓ ｉ、Ｂ、Ｉｎ５Ｔｉ、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、２，０重量％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。
．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、２，０重量％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、最終焼鈍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、最終焼鈍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０．０１５ｓｏｉ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
な現象を大幅に抑制することが可能となるためである。
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
な現象を大幅に抑制することが可能となるためである。
結晶粒度がＯ，０１５ｍｍ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。
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、はんだ付は性を向上させるためであるが、加工度
が１％未満でははんだ付は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、成形性特にラ
ジェ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、はんだ付は性を向上させるためであるが、加工度
が１％未満でははんだ付は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、成形性特にラ
ジェ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］
次に本発明の詳細な説明する。
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 ０．８■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 ０．８■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
びはんだ付は性を第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
びはんだ付は性を第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ｐＨ１Ｏ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ｐＨ１Ｏ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状に加工しく内径ａ：２０鳳１、外径ｂ ： ２１．
６１１％長さ： ｌｏｍｓ） 、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、バイブｌを加熱保持炉４内
で支持台３にて保持し、重さ２００ｇｖの自由落下体を
落下距離ｃ ： ５ｈｖ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状に加工しく内径ａ：２０鳳１、外径ｂ ： ２１．
６１１％長さ： ｌｏｍｓ） 、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、バイブｌを加熱保持炉４内
で支持台３にて保持し、重さ２００ｇｖの自由落下体を
落下距離ｃ ： ５ｈｖ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、はんだ付は性は直径８０１１％高さ６０１１１１の
円筒形のるつぼに５ｎ２０％−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＋ＩＩ／ｓｅｅでサンプル（表面を清浄にした幅
１０１１％長さ５０ｍｍ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。
円筒形のるつぼに５ｎ２０％−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＋ＩＩ／ｓｅｅでサンプル（表面を清浄にした幅
１０１１％長さ５０ｍｍ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、１
５〜２０及びＮ ｏ、２２はそれぞれ本発明合金Ｎｏ、
１．２．４．５．８，１１．１３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、２３〜２７はそれぞれ本発明合金
Ｎ ｏ、１．４．Ｂ、Ｌｉ２と合金組成、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。
性において満足すべき結果を得たが、比較合金Ｎｏ、１
５〜２０及びＮ ｏ、２２はそれぞれ本発明合金Ｎｏ、
１．２．４．５．８，１１．１３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、２３〜２７はそれぞれ本発明合金
Ｎ ｏ、１．４．Ｂ、Ｌｉ２と合金組成、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、２８はタフピッチ銅であるがＺｎ含
有量が少ないため、成形性とはんだ付は性が悪い。又、
比較合金Ｎ ｏ、２９はＺｎ含有量が多すぎるため、耐
応力腐食割れ性が悪い。更に、本発明合金Ｎｏ、３．１
０と比較合金Ｎ ｏ、２１は本発明合金Ｎｏ、２．９と
比較合金Ｎｏ、２０にスキンパスの冷間圧延を行うこと
によりはんだ付は性が改善されている。
有量が少ないため、成形性とはんだ付は性が悪い。又、
比較合金Ｎ ｏ、２９はＺｎ含有量が多すぎるため、耐
応力腐食割れ性が悪い。更に、本発明合金Ｎｏ、３．１
０と比較合金Ｎ ｏ、２１は本発明合金Ｎｏ、２．９と
比較合金Ｎｏ、２０にスキンパスの冷間圧延を行うこと
によりはんだ付は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成形性を
有し、かつ耐応力腐食割れ性、耐溶接割れ性及びはんだ
付は性を有し、熱交換器特にラジェーターのタンク、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
付は性を有し、熱交換器特にラジェーターのタンク、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０．８■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の
概略説明図である。 １・・・合金バイブ、２・・・自由落下体、３・・・支
持台、４・・・加熱保持炉。
金パイプの断面図、第２図は耐溶接割れ性の試験装置の
概略説明図である。 １・・・合金バイブ、２・・・自由落下体、３・・・支
持台、４・・・加熱保持炉。
Claims (4)
- （１）Ｚｎ：３〜２５重量％未満、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
としてなることを特徴とする結晶粒が微細でかつ低強度
な銅合金。 - （２）Ｚｎ：３〜２５重量％未満及びＰｂ、Ｆｅ、Ｓｎ
、Ａｌ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｐ、Ａｓ、Ｔｅ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚ
ｒ、Ｖ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｓｉ、Ｂ、Ｉｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、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０．０１５ｍｍ以下としてなるこ
とを特徴とする結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金。 - （３）Ｚｎ：３〜２５重量％未満、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銅合金の
製造方法。 - （４）Ｚｎ：３〜２５重量％未満及びＰｂ、Ｆｅ、Ｓｎ
、Ａｌ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｐ、Ａｓ、Ｔｅ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｚ
ｒ、Ｖ、Ｂｅ、Ｃｄ、Ｓｉ、Ｂ、Ｉｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、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銅合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33128689A JPH03193849A (ja) | 1989-12-22 | 1989-12-22 | 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33128689A JPH03193849A (ja) | 1989-12-22 | 1989-12-22 | 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03193849A true JPH03193849A (ja) | 1991-08-23 |
Family
ID=18241990
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33128689A Pending JPH03193849A (ja) | 1989-12-22 | 1989-12-22 | 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03193849A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998048068A1 (en) * | 1997-04-18 | 1998-10-29 | Olin Corporation | Grain refined tin brass |
| US5853505A (en) * | 1997-04-18 | 1998-12-29 | Olin Corporation | Iron modified tin brass |
| US5985055A (en) * | 1996-11-07 | 1999-11-16 | Waterbury Rolling Mills, Inc. | Copper alloy and process for obtaining same |
| KR100232060B1 (ko) * | 1997-06-19 | 1999-12-01 | 박희선 | 열간가공이 우수한 내식성 Cu-Ge계 합금의 제조방법 |
| US6132528A (en) * | 1997-04-18 | 2000-10-17 | Olin Corporation | Iron modified tin brass |
| US20100226815A1 (en) * | 2009-03-09 | 2010-09-09 | Lazarus Norman M | Lead-Free Brass Alloy |
| US8220697B2 (en) | 2005-01-18 | 2012-07-17 | Siemens Energy, Inc. | Weldability of alloys with directionally-solidified grain structure |
| DE10065735B4 (de) * | 2000-04-14 | 2012-08-16 | Dowa Mining Co., Ltd. | Verfahren zur Herstellung einer Kupferlegierung für ein Verbindungsstück und durch das Verfahren erhältliche Kupferlegierung |
| EP3272888A1 (de) * | 2016-07-21 | 2018-01-24 | Wieland-Werke AG | Werkstoff aus einer kupfer-zink-legierung, verfahren zur herstellung eines solchen werkstoffs und gleitelement aus einem solchen werkstoff |
-
1989
- 1989-12-22 JP JP33128689A patent/JPH03193849A/ja active Pending
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5985055A (en) * | 1996-11-07 | 1999-11-16 | Waterbury Rolling Mills, Inc. | Copper alloy and process for obtaining same |
| WO1998048068A1 (en) * | 1997-04-18 | 1998-10-29 | Olin Corporation | Grain refined tin brass |
| US5853505A (en) * | 1997-04-18 | 1998-12-29 | Olin Corporation | Iron modified tin brass |
| US6132528A (en) * | 1997-04-18 | 2000-10-17 | Olin Corporation | Iron modified tin brass |
| KR100232060B1 (ko) * | 1997-06-19 | 1999-12-01 | 박희선 | 열간가공이 우수한 내식성 Cu-Ge계 합금의 제조방법 |
| DE10065735B4 (de) * | 2000-04-14 | 2012-08-16 | Dowa Mining Co., Ltd. | Verfahren zur Herstellung einer Kupferlegierung für ein Verbindungsstück und durch das Verfahren erhältliche Kupferlegierung |
| US8220697B2 (en) | 2005-01-18 | 2012-07-17 | Siemens Energy, Inc. | Weldability of alloys with directionally-solidified grain structure |
| US20100226815A1 (en) * | 2009-03-09 | 2010-09-09 | Lazarus Norman M | Lead-Free Brass Alloy |
| JP2012519781A (ja) * | 2009-03-09 | 2012-08-30 | ナショナル ブロンズ アンド メタルズ インコーポレイテッド | 鉛不含有黄銅合金 |
| EP3272888A1 (de) * | 2016-07-21 | 2018-01-24 | Wieland-Werke AG | Werkstoff aus einer kupfer-zink-legierung, verfahren zur herstellung eines solchen werkstoffs und gleitelement aus einem solchen werkstoff |
| DE102016008928A1 (de) * | 2016-07-21 | 2018-01-25 | Wieland-Werke Ag | Werkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung, Verfahren zur Herstellung eines solchen Werkstoffs und Gleitelement aus einem solchen Werkstoff |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO336134B1 (no) | Fremgangsmåte for fremstilling av AlMn-bånd eller -tynnplater. | |
| TW486523B (en) | Aluminum alloy fin stock and its preparation | |
| EP1250468B8 (en) | Process of producing aluminum fin alloy | |
| JPH03170646A (ja) | 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金の製造方法 | |
| CN115927923A (zh) | 一种单层可钎焊铝合金材料及其制造方法 | |
| JPH03193849A (ja) | 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金及びその製造方法 | |
| JP3230685B2 (ja) | 熱交換器用銅基合金 | |
| JPH0368732A (ja) | ラジエータープレート用銅合金および銅合金材の製造法 | |
| JPH0765131B2 (ja) | 硬ろう付け性が優れた熱交換器用耐熱銅合金 | |
| JP3713976B2 (ja) | アルミニウム合金ろう材及びアルミニウム合金ブレージングシート | |
| JP3243479B2 (ja) | 熱交換器用銅基合金 | |
| JPS6230861A (ja) | 耐食性に優れた銅合金の製造方法 | |
| EP0826785B1 (en) | Method for the manufacture of heat exchangers | |
| JPS59153856A (ja) | 耐食性に優れた銅合金 | |
| JPH11343532A (ja) | 耐食・高強度アルミニウム合金材料およびその製造方法、ならびにアルミニウム合金製熱交換器用チューブ、アルミニウム合金製熱交換器 | |
| JPS59118842A (ja) | 耐食性に優れた銅合金 | |
| JPS6082635A (ja) | 耐食性に優れた銅合金 | |
| JPS6082632A (ja) | 耐食性に優れた銅合金 | |
| JPS59153854A (ja) | 耐食性に優れた銅合金 | |
| JPS59118841A (ja) | 耐食性に優れた銅合金 | |
| JPS6082630A (ja) | 耐食性に優れた銅合金 | |
| JPS59118839A (ja) | 耐食性に優れた銅合金 | |
| JPS6082634A (ja) | 耐食性に優れた銅合金 | |
| JPS61199043A (ja) | 耐食性に優れた銅合金及びその製造方法 | |
| JPS646266B2 (ja) |