TW200934883A

TW200934883A - High strength and high thermal conductivity copper alloy tube

Info

Publication number: TW200934883A
Application number: TW097143579A
Authority: TW
Inventors: Keiichiro Oishi
Original assignee: Mitsubishi Shindo Kk
Priority date: 2007-12-21
Filing date: 2008-11-11
Publication date: 2009-08-16
Also published as: TWI396757B; US20150198391A1; US20110056596A1; WO2009081664A1; JPWO2009081664A1; CN101568658A; EP2228460A4; KR20090087005A; EP2228460B1; JP5145331B2; EP2228460A1; KR101138569B1; CN101568658B; US8986471B2

Description

200934883 六、發明說明：【發明所屬之技術領域】本發明係有關於一種施以擠壓加工後之高強度、高熱傳導銅合金管及其製造方法。【先前技術】 ^ 目前為止，要被使用於熱水器、空調機（冷氣機、空 Φ 氣調節器等）、冷凍機、冰箱等熱交換器中的蓄壓器、過濾器、消音器、乾燥器、分配器接頭、集管（header)等配管構件（以下將這些總括稱為耐壓傳熱容器），係使用導熱性優良的銅。一般而言，是使用導熱性、对熱性及銅焊（硬烊）性在銅之中較優良的純銅系之磷脫氧銅（JIS C1220)所構成的高強度、高熱傳導銅合金管（以下簡稱為高效能鋼管）。這些耐壓傳熱容器，是在高效能銅管的兩端或一端形成擠壓形狀的壓力容器。其外徑是接續於這些耐壓傳熱容器之磷脫氧銅等配管的1.5倍以上，内部則因通過冷媒等而被施加很高的内壓。所謂的耐熱性，是指即使加熱至高溫’也不會再結晶、難以再結晶，或是即使再結晶，其結晶粒也幾乎無成長’而能保持、維持高強度。对熱性佳的銅合金’具體而言，其即使加熱至純銅的再結晶溫度，也就是約400°C ’以及即使加熱至純銅的結晶粒開始變得粗大、強度進而下降的溫度’也就是6〇〇。(：至700°C，也幾乎不會再結晶、強度的降低少。進而，即使純銅加熱至結晶 200934883 粒顯著變得粗大的溫度，也就是約80(rc，或即使加熱至 800°C以上，雖然會再結晶，但其結晶粒細小、具有高強度。此高效能鋼管之製造步驟係如同下述。[u將所鑄造的圓柱狀鑄塊（坯料（biUet)、外徑為2〇〇mm至3〇〇mm左右）加熱至770。(：〜970。(：後，予以熱間壓出（熱間擠製）（外徑為100mm、厚度為1〇mm左右）。[2]壓出之後立刻自 c或自壓出後之壓出管的溫度至60(rc的溫度區域以1〇 ❹〜3000 C /秒的平均冷卻速度，進行氣冷或水冷。[3]之後’在冷間，藉由管壓延（藉由冷縮管機（c〇ld reduce)等來加工）或抽拉（藉由抽拉捲筒、組合抽拉機、拉模（drawing dies)等來加工），而製作外徑12〜75mm、厚度〇左右的管。在管壓延或抽拉的加工途中，通常幾乎不施以熱處理，但會以400〜75(rc、〇1〜1〇小時的條件來進行退火（annealing)。又，有一種方法’其代替熱間擠壓而以利用塑性加工引致之發熱以達約77〇〇c以上之熱間狀態的 ❹管壓延方式、或以曼聶斯曼（Mannesmann)方式，自外徑50 200mm之圓筒狀連續鑄造物得到母材管，而得到在如前述之冷間下求取之尺寸的管材。最後，將藉由管壓延或抽拉所得管材的兩端或一端，藉旋壓加工（spinning)等來擠壓以製造耐壓傳熱容器。第1圓係表示該耐壓傳熱容器的側剖面。藉旋壓加工而掩壓後之耐壓傳熱容器丨的各部分名稱，於本說明書中疋義如下。在此’未施以旋壓加工之母材管的外徑設為D。母材管部2 :未施以旋壓加工之部分。 4 200934883 擠壓管部3:藉由旋壓加工而擠壓加工中央部4:擠壓管部以及自掷壓規管=的部分。外緣之一半長度以内的部分β °P至母材管部加工端部5:在母材管部之端面中，自 , 長度D/6以内的部分。另外，擠壓管外緣往内側之巧3、加工φ止加工端部5的厚度，藉由旋壓加工，央口P4、取厚的部分赤故管之厚度的2〜3倍。越靠近最終的加工端部成為母材熱影響部6:在母.材管部中，推定兹’厚度越薄。溫至贿以上的部分，是自加工端部熱而升度D/6以内的部分。即使位在 “侧之長刀而未升溫至50(ΓΓ 上的部分’也不包含於熱影響部中。、田直管部。7:在母材管部中，推定為並未藉由加工熱而升孤至500 C以上的部分，是自加工端部往母材 ❹ 長…處起算而往母材管部之轴向的中心側的部分。擠塵加工部8··加工端部5和熱影響部6之合計部分。藉由冷旋壓加工或錄（swaging)等而擠壓之耐壓傳熱容器’其各部分名稱亦和上述相@。不過，並未藉由擠壓加工而發熱時，熱影響部設作自加卫端部往母材管部侧之長度D/6以内的部分…本說明書中將冷旋壓加工、型锻或親軋成形等發熱量少的擠堡加工，稱為冷間播麼加在製造一般形狀的耐壓僂埶交玄评热今is時的旋壓加工中，藉由加工熱，加工部的材料溫声可竹，皿度可達到700〜950°C的高溫0 進行了旋壓加工而擠壓之加工^ , 。加工干央部4,雖然由於800 C以 5 200934883 上的高溫而再結晶、眛疮政，強度降低，但因壁厚增厚、外徑變小，所以可承受内壓。但暑， —疋加工端部5或熱影響部6，由於回復或再結晶而強度降柄、度降低’外徑雖大但壁厚並未增厚，所 ί壓強度低。特別是’外徑大的耐壓傳熱容器中因耐壓強度與外徑之倒數成比例降低，所以必須將壁厚增厚。接續於对壓傳執忽 _ ，、、盗之配管系所使用的磷脫氧銅管’因為外徑為1 〇mm左右，所以也丨l 所以例如具有25mm或50mm之外徑 e

的耐壓傳熱容器的壁厚，須為前述銅管的2.5倍、或5倍厚度X，以往使用於耐壓傳熱容器之破脫氧銅的Cm 其於加工時若面溫則容易再結晶，即使僅瞬間達到谓。c 以上’結晶粒也會變得粗大，因而強度降低。進而，耐壓傳熱容器並不會被單獨使用，而是與其他構件接合使I與銅管的接合，幾乎都是藉由銅焊而進行。銅焊加工中，首先，因為鋼管導熱性優良，$以使其大範圍地預熱。然後在接合時，耐壓傳熱容器的加工中央部 4因為被加熱至一般焊料例如含有7%磷之磷銅焊料的熔點，也就是約8σ〇τ，或是被加熱至800t以上，所以加工端部5、或是視情況包括熱影響部6也置身於約7〇〇艽的高溫中。因此，謀求一種其能承受旋壓加工或銅焊時之熱影響的材料。具體而言，耐壓傳熱容器和鋼管等的銅焊，一般是以人工來進行銅焊，被加熱至上述高溫的時間約秒、長則約20秒’故加工端部5或熱影響部6所謀求的材料是能承受該期間的高溫（約700。〇 )、耐熱性優良的材料。又，旋壓加工因為是使模具或滾輪高速旋轉而擠壓， 200934883 所以強度係屬必要，发而加工硬化的材料。μ材主要是使用藉由管塵延或抽拉十幾秒、長則約20 hi’麵加工的加工時間是數秒至 y會在紐時間内使材料大幅變形。因此’在加工中的高溫展…… 時，材料須柔軟而具有良好的延展性。作為擠壓鋼瞢 τ ... 、加工方法，以在熱間成形之旋壓加工為代表，但亦有如、+. 上迷叙在冷間成形之冷旋壓或型锻等冷間擠壓加工的方法。相較於旋壓加工，冷間擠壓加工雖 e 因在冷間成形而較龙拄„ , 時間，但母材管部2的厚度和擠壓管部3的厚度大致相同，自銘这姑_ u知丨自知嚙使用材料之成本面而言較有利*>不過’在冷間成形的擠壓加工銅管，會有低生產性、以及由於加工中央部4或加工端部5的壁厚薄所致之耐麼性能問題。而且’由於厚度薄’銅焊時播壓加工部8的溫度會比旋壓加工時上升。因此，相較於以旋壓加工製作的擠壓銅管，在冷間成形的擠壓銅管須較能承受藉由銅焊與其他銅配管接合時之溫度上升。又，近年來作為熱水器、冷氣機等熱交換器中的熱媒氣體’有著為了防止地球暖化和破壞臭氧層而使用c〇2或 HFC系氟氯烧等來取代以往的HCFC系氟氣烷的傾向。作為熱媒而使用這樣的HFC系氟氣烧、或特別是c〇2等自然冷媒時，其凝結壓力須比使用HCFC系氟氣烷氣體時大。為了能承受此凝結壓力’必須進而使耐壓傳熱容器的壁厚增厚。耐壓傳熱容器的壁厚增厚而使重量增加，則當然使成本増加。而且，為了構造上的理由及防止振動，用來固定 7 200934883 耐壓傳熱容器的構件也不得不增強其強度，而使成本升高。又’由於壁厚變厚’製造耐壓傳熱容器時擠壓加工的加工量也增多，所以使成本升高。又’亦已知有一種使用材料費便宜之鋼管的耐壓傳熱容器’但其導熱性差。而且，在旋壓加工上，材料的變形阻力變低則若不以尚溫則無法擠壓。所以，依形狀而須以燃燒器充分地進行預熱，且加工時須使加工熱達到9〇〇°c φ 或1000°C以上。因此，會使工具承受莫大的負擔而使工具壽命縮短。在該鋼管的情形中，大多是將壓製品銅焊或溶接者，但欠缺可靠性。又，若考慮到安全係數，則耐壓傳熱容器的重量會變得相當重。又，已知有一種銅合金管，其含有〇1〜1〇質量％之錫（Sn)、0.005〜0.1質量。/。之磷（p)、〇〇〇5質量％以下之氧 (〇)、和0.0002質量％之氫（H) ’而剩餘部分則具有由鋼（Cu) 及無法避免之雜質所構成之組成，平均結晶粒徑是3〇以爪 ❹ 以下（例如參照專利文獻1 )。然而’在專利文獻1所示般的銅合金管中，因高溫而 ' 容易再結晶，所以以高溫加工而在旋壓加工後、或銅焊後的耐壓傳熱容器，其耐壓強度並不充分。 [專利文獻1]日本專利特開2003_268467號公報【發明内容】 [發明所欲解決之問題] 200934883 本發明之目的在於提供_古> /、種冋強度、尚熱傳導銅合金工，管及其製造方法，盆能觫法μ ，、解決上迷問題’即使進行擠壓加強度也不會降低而具有高耐壓性能。 [解決問題之技術手段] 為了達成上述目的，本發明，針對高效能銅管，其合金組成係含有❻.12〜⑶質量％之銘（C。）、0.042〜0.095 質量％之_'0鳥〜0.30質量％之錫㈣，其中c〇的含量_質量％和P的含量[p]f量％之間具有3 ^ ([c〇]_ 07 ) / ( [P] 〇〇〇8 ) $ 6 2的關係，且剩餘部分是由銅 (Cu)及無法避免之雜質所構成，並施以擠壓加工。 ❹ 根據本發明’即使由_壓加工所致之發熱而使溫度上升，因藉由Co及P之化合物均句地析出、且藉由〜之固溶’使得再結晶溫度升高、再結晶核的生成延緩，所以能提升尚效能銅管之耐熱性及耐壓強度。又，針對高效能銅管，其合金組成係含有〇12〜〇32 質量％之鈷（Co)、0.042〜0.095質量％之碟（P)、〇.〇〇5〜〇 3〇質量％之錫（Sn)，且含有0.01〜〇15質量％之鎳（Ni)、或 0.005〜〇·〇7質量％之鐵（Fe)的任一種以上，其中C()的含量 [Co]質量％、Ni的含量[Ni]質量％、Fe的含量[Fe]質量％和 P 的含量[P]質量％之間具有 3.0S ( [Co] + 〇.85x[m] + 0.75 X[Fe]- 0.007) / ( [P]-〇.008 ) $ 6·2 及 0 015$ ! 5χ[Νί] + 3x[Fe]$[Co]的關係’且剩餘部分是由銅（Cu)及無法避免之雜質所構成’並施以擠壓加工。藉此，Co、p等之析出物藉由Ni及Fe而變得微細，而提升高效能鋼管之耐熱性 200934883 及耐壓強度。所期望的是進而含有〇·〇〇 1〜〇·5質量％之鋅（Zn)、 0.001〜0.2質量％之鎂（Mg)、0.001〜0.1質量％之锆（Zr)的任一種以上。藉此，在銅材之回收過程混入的S會藉由Zn、 Mg、Zr而變得無害’可防止中溫脆性並進而強化合金，所以能提升高效能銅管之延展性和強度。 . 所期望的是’施以前述擠壓加工後之擠壓加工部的金 φ 屬組織的再結晶率是50%以下、或熱影響部的再結晶率是 2〇〇/❶以下。藉此，因為再結晶率低，所以強度高。另外，熱影響部的再結晶率較佳為10%以下。所期望的是，施以前述擠壓加工後之擠壓加工部於7〇〇 c加熱20秒後的維氏（Vickers)硬度（HV )值是90以上、或是加熱前之維氏硬度值的80%以上。藉此，與其他配管間藉由鋼焊而接合後，其強度也很高。於70(TC加熱2〇秒後·’相當於熱影響部之部分的金屬組織的再結晶率以20% 〇以下為佳，更佳為10%以下。另外，於7〇〇°C加熱20秒的 $件’是相當於使耐壓傳熱容器之熱影響部或相當於熱影 ' 響部的部分受到旋壓加工時、或受到銅焊及旋壓加工之熱影響時的嚴格條件。所期望的是，前述擠壓加工是旋壓加工，且施以該旋壓加工後之擠壓加工部的金屬組織的再結晶率是5 0%以下°藉此’因為平均再結晶率低，所以強度高。再結晶率較佳為40%以下，最佳為25%以下。又，直徑大的熱影響部’其再結晶率為20%以下，較佳為10%以下。因為藉由 200934883 旋壓加工的熱而使原本固溶的co、p等析出，所以可抵銷口旋壓加工的熱所致之再結晶或回復而發生的軟化。藉此而可維持高強度或提升導熱性。所期望的是，前述擠壓加工是冷間擠壓加工，且在端部與其他銅管銅焊後，該施以冷間擠壓加工後之擠壓加工部的金屬組織的再結晶率是50%以下、或熱影響部的再結 -晶率是20%以下。藉此，因為再結晶率低’所以強度高》 ❹ 所期望的疋，將未施以前述擠壓加工之直管部的外徑 "又為D ( mm )、壁厚設為T ( mm )、施加内壓直至破裂時的壓力設作PB (MPa)時，（PbXD/t)之值是6〇〇以上。藉此，因為（ΡΒχϋ/ T)之值高，所以耐壓傳熱容器之壁厚τ 可較薄，能以低成本製造耐壓傳熱容器。（pbxD/t)之值較佳為700以上，最佳為8〇〇以上。所期望的是’將未施以前述擠壓加工之直管部的外徑认為D ( mm )、壁厚設為T ( mm )、施加内壓直至前述外徑 ®變形〇.5%時的壓力設作0.5%變形壓力P() 5% (MPa)時， - r p o.5%xD/T)之值為300以上，或是將前述外徑變形1% 時的壓力βχ作1 %變形壓力P丨％ ( Mpa )時，之值為350以上。藉此，因為（p〇.5%xD/T)或（p1%xD/T) 之值高，所以耐壓傳熱容器之壁厚τ可較薄，能以低成本製造耐壓傳熱容器。（pg.5%xD/T)之值較佳為350以上，最佳為450以上。（Pi%xD/T)之值較佳為4〇〇以上，最佳為500以上。所期望的是，前述擠壓加工前、擠壓加工後、或與其 200934883 他銅管銅焊德> t 地分散著具有c。、::::加2:中：部的金屬組織，均勻疋〜Π略呈®㈣略或均勻地分散著全部析出物之90%以上馮 3 0nm以下之士大小的微細析出物。藉此，因為微細析出物係均句地公| ^ ，所以耐熱性優良、耐壓強度高，導熱性刃^佳0 所期望的是，祐w 麻施以則述擠壓加工之加工中央部的金屬

組織有再結晶，其结曰 θ 丹、巾日日粒徑疋3〜35以m。藉此，因為再結晶粒徑小’所以強度、耐壓性高。月3述同效能銅管較期望是作為熱交換器之耐壓傳熱容器而使用。藉Λ ’因為耐壓傳熱容器之壁厚薄，所以可為低成本。而且’因為耐壓傳熱容器之壁厚變薄，所以可較為輕型。因此，保持耐壓傳熱容器之構件也變少，而可為低成本。又，本發明是一種高強度、高熱傳導銅合金管的製造 ❿方法’其包含熱間壓出、或熱間管壓⑨，前述熱間壓出前之加熱溫度、或熱間管壓延前之加熱溫度、或壓延時之最同咖度是770〜970 C，自熱間壓出、或自熱間管壓延後之管的概度至600 C為止的冷卻速度是1〇〜3〇〇〇〇c /秒，藉由其後之冷間管壓延或抽拉而以7〇%以上之加工率加工後，施以擠壓加工。藉此，因為施以7〇%以上之加工率的冷間壓延或冷間抽拉，所以藉由加工硬化而達到高強度。又，鑄塊之溫度、熱間壓延材料之溫度、或是熱間壓出起始溫度是770〜970°C，因為溶體化靈敏度遲鈍，所以若自 12 200934883 熱間壓出或熱間管壓延後當下之管的溫度至600<t為止的冷卻速度是10〜3000秒’則co、P、Ni、Fe等會良好地固溶。因為是這樣的狀態，所以即使溫度上升，再結晶之前

Co等原子也會開始移動’藉由c〇和P、或是c〇、Ni、Fe 和P之結合而析出微細的析出物，延緩再結晶，所以提升耐熱性》溫度進而上升至80(rc以上、再結晶之後，也會因為藉由與C〇、P等之微細的析出物，而使結晶粒成長受到抑制’ ~以再結晶粒細小。結果即具有高強度。另外，本說明書中，將高溫時固溶之原子即使在冷卻中的冷卻速度緩慢也難以析出的現象’稱為「溶體化靈敏度遲鈍」。又，加工率是指U-(加工後之管的截面積）/ (加工前之管的截面積））χ100ο/〇。前述擠壓加工較期望是旋壓加工。藉此，因為在旋壓 =之加卫端部、及鄰接於加卫端部之熱影響部，於加工 ::η是呈固溶狀態，C0、P等有一部分析出但大多為固溶，所以即使藉由旋壓加工升/皿數私左S，這些的大部分也不會軟化或再結晶，而使素材是短時間升温至700〜75〇。。二（維持。又，即使有所C附近’則因為。。、1>等的析出進展，所以發生析出硬化。藉 :現象及部分再結晶所致之軟化現象會受=鎖基=回度得以維持》又，藉由C。、”之析出1抵鎖，而使強加工熱而升…，〜上，變成再結晶=部，會藉由旋壓加工中變成再#日 I 此表不在變成再結B曰狀態，加工時的熱間變形阻力低、 13 200934883 易於進行旋壓加工。又’施以旋壓加工的部分， p等析出物而使再結晶粒之成長受•制。_ 小’其強度也遠高於使用麟脫氧鋼C1220的情形二-在旋壓加工中，也有例如使管高速旋卜當然也包含所有方法。、的方法，而所期望的是，前述擠壓加工是冷間掷壓加工，間管壓延及抽拉中之冷間加工所合計之冷間加工率是^ ❹ =上。藉此，因為是藉由冷間加工來進行擠壓加。 ==而強度高、耐壓性優良。又，即使: 他配e接合’該施以擠壓加卫的鋼管也會隨著Sn之固溶和 Co、P等之HI溶，其再結晶溫度響而升温至約戰的部分，盆基材二焊時，藉由熱影 ΓΓΓ:!抵銷，而保持高強度。進而，被銅焊二 P使再結晶，也會藉由析出之成長受到抑制，而保持高強度。而使再結晶粒之工。藉此^效能鋼s ’較期望是施以銅烊加卫或炼接加藉此，即使因鋼焊似缝接加卫而升溫，也會因為奸c〇、P等析出物使再結晶延緩而強度高。此時即使隨耆部分的再結晶而發生軟化，也可藉由C。、P等之析出硬化而使強度得以维持。藉由導熱性。 Μ x藉由析出物之析出’可提升前述擠•加工前或前述擠塵加工後，較期望施以㈣之執㈣、1G〜3GG分鐘之熱處理。雖然會藉由㈣加工時而析出硬化，但藉由進行積極性（ 350〜60(TC：、 200934883 10〜3 00分鐘）的前述熱處理，Co、P等會更進一步地析出。藉此可提升強度和導熱性。【實施方式】 (第一實施形態）

以下就有關本發明之第一實施形態之高效能鋼管進行說明=在本發明中，係提出具有有關申請專利範圍第1項至第4項之高效能銅管中合金組成的合金（以下各自稱為第1發明合金、第2發明合金、第3發明合金、第4發明合金）。在本說明書中之合金組成中，如[Co]般附有括弧的元素符號，係用來表示該元素之含量值。又，將第1至第 4發明合金總稱為發明合金。第1發明合金’其合金組成係含有〇丨2〜〇 3 2質量〇/〇 (以〇.13〜〇.28質量％為佳，較佳為0.15〜0·24質量〇/0) 之鈷（Co)、〇.042〜〇.〇95質量％ (以〇〇46〜〇〇79質量％為佳，較佳為0.049〜0·072質量％)之磷（p)、〇〇〇5〜〇 3〇質量（X 0.01〜0.2質暈％為佳，較佳為〇〇 3〜〇 16質量％，或在特別須有高導熱性時〇.〇1〜〇〇45質量％)之錫 (j其巾Co之含量[Co]質量％和p之含量⑺質量％之間具有 X1== ([c〇] — 0.007) / ([p卜〇__) 的關係，其中XI為3·〇〜62，以 3 4-51 ^ 3.2〜5.7為佳，較佳為乂4 H，最佳為3.5〜46，祐β •並且剩餘部分是由銅（Cu)及無 15 200934883 法避免之雜質所構成。第2發明合金，其Co、P、Sn之組成範圍與第1發明合金相同，且其合金組成係含有0.0 1〜〇. 1 5質量％(以〇〇2 〜0.12質量％為佳，較佳為0.025〜0.09質量％)之錄（Ni)、或0.005〜0.07質量％ (以0_008〜0.05質量％為佳，較佳為0.015〜0.〇35質量°/〇)之鐵（Fe)的任一種以上，其中c〇的含量[Co]質量％、Ni的含量[Ni]質量％、Fe的含量[Fe]質量％和P的含量[P]質量％之間具有 X2= ([Co]+0.85x[Ni]+ 0_75x[Fe]- 0.007 ) / ([p] —0.008 ) 的關係’其中X2為3.0〜6.2，以3.2〜5.7為佳，較佳為 3.4〜5.1，最佳為3.5〜4.6，且具有 X3 = 1.5x[Ni]+ 3x[Fe] 的關係’其中又3為〇.〇15〜[(：〇]’以〇.〇35〜（〇.9><[(^0]) 為佳，較佳為0·05〜（〇.8x[Co])，並且剩餘部分是由銅（cu) 〇及無法避免之雜質所構成。 * 帛3發明合金’其合金組成係於第1發明合金之組成 -中，進而含有0.001〜0.5質量％之鋅（Zn)、0.001〜02質量 %之鎖（Mg)、0·001〜〇」質量％之錯(Zr)的任一種以上。第4發明合金，其合金組成係於第2發明合金之組成中，進而含有0.001〜〇.5質量％之辞（211)、〇〇〇1〜〇2質量 %之鎂⑽）、〇._〜“質量％之錯⑼的任—種以上。接者’說明各添加元素的添加理由。c〇在單獨添加無法獲得高強度及高_熱性等。但是與p、Sn的共同添加， 16 200934883 則會無損於導熱/電性而獲得高強度及高耐熱性。單獨只有Co時，強度稍微提升但並無顯著效果。量為上限（〇質量％ )以上則前述效果將飽和，高溫變形阻力升高且進而在旋壓加工之擠壓加工性降低，而且，導熱/電性也變低。Co量為下限（0.12質量％)以下則即使與p sn共同添加’也無法獲得升高強度及耐熱性之效果。 . P與C〇、Sn共同添加，會無損於導熱/電性而獲得高〇強度及高耐熱性。單獨只# !>時，會使流動性或強度提升，而結晶粒則微細化。Ρ量為上限（〇〇95質量。〆〇 )以上則前述效果將飽和，而導熱/電性則開始受損。而且，鑄造時或熱間壓延時容易發生破裂，而且彎曲加工性變差。ρ量為下限（0.042質量％)以下則無法獲得強度及耐熱性之效果。以滿足上述Co、Ρ之關係式為前提之下，c〇為〇 12 質量Μ上、P為（^42質量％以上’則開始發揮提升耐熱性、耐壓強度的效果。這些效果會隨著添加量增加而提升。以CO為0.13質量％以上、Ρ為0.046質量％以上為佳較佳為C。Λ (M5質量％以上、ρ為G _ f量％以上。另一方面，若添加Co超過0·32質量％、、超過〇〇95質量％，則不僅前述效果將飽和’熱間的變彡雙形阻力也會升高。進而，在壓出或旋壓之加工會產生問題，延展性也開始降低。因此’以Co為0.28質量％以下、Ρ為〇〇79質量％以下為佳，較佳為Co為0.24質量％以下、Μ〇〇72質量％以下。僅有以C〇和ρ為主體之析出物時，基材的耐熱性尚不 17 200934883 充分。但是，並丄„ 精由Sn之添加則可提升基材之耐熱性，特別疋可使基材之軟化溫度或再結晶溫度上升。與此同時，也使強度、伸長、彎曲加工性提升。然後，會使旋壓加工等熱間加工時所產生的再結晶粒微細化，並使Co、P等的溶體化靈敏度變遲鈍。而且’也有使以Co和P為主體之析出物微細而均句地分散的效果eSn量為上限（〇3〇質量％) Ο 鲁、丨導熱/電性會降低，熱間變形阻力會升高，在熱間的管壓出或擠壓等加工則變得困難。以〇2質量％以下為佳，較佳為〇·16%以下，更佳為0.095質量％以下。特別是，在要求有高導熱性的情況下，以G G45 f量％以下為佳。^ 量為下限（ 0.005質量％)以下則基材之耐熱特性會降低。在獲得兩耐壓強度、高耐熱性的同時，要進而獲得很高的導熱/電性，則C〇、.&及P的調配比例非常重要。藉由將化合C0、Ni、Fe及p之析出物，例如c〇xPy、 X y z CoxFeyPz等平均粒徑為2〜2〇nm之略呈圓形或略呈循圓形之微細析出物均句地分散，或藉由使全部析出物的90%以上為30nm以下之大小的微細析出物均勾地分散’即使加熱至800t，也會藉由那些析出物而使結晶粒的成長受到抑制，結果可獲得高強度。或是，藉由那些之

析出硬化，而可獲得高強唐。雄& B 门涵厪進而，即使那些元素係呈固溶狀態的情況下’在高溫的加工中、或是藉由銅焊而與其他配管的接合中’因為那些析出物在短時間微細地分散析出，所以再結晶化會延緩、再結晶溫度會上升、耐敎性會提升。然後’在擠麼加工等之中，本發明之高效能鋼管若 18 200934883 被加熱至800。(：或以上之溫度，則基材雖然再結晶，彳θ因為藉由Co、Ρ等之析出物可使再結晶粒之成長受到抑制，所以再結晶粒會保持於微細的狀態。另一方面，自6〇(Γ(：升溫至70(TC的情況下，藉由Co、P等之微細析出物所致之析出硬化和固溶硬化，在母材管製造過程、進而在擠壓銅管製造過程中施以冷間加工之本發明的高效能鋼管可具有高強度。另外’上述平均粒徑是在2維之平面也就是觀鲁察面所計測之長度。又，本說明書中所稱之析出物，當然已排除鑄造階段所產生之沈析物。

Co、P、Fe、Ni之含量須滿足以下之關係。c〇之含量 [Co]質量％、Ni之含量[Ni]質量％、Fe之含量[Fe；^t%和 P之含量[P]質量％之間具有

Xl= ([Co]- 0.007) / ([P]- 0.008 ) 的關係，其中XI為3.0〜6·2，以3.2〜5.7為佳，較佳為 3.4〜5.1，最佳為3.5〜4.6。此XI若超過6.2則導熱性將 . 受損’耐壓強度、耐熱性亦會受損。另一方面，若X i為 3.0以下，則特別是延展性會變差，鑄造時或熱間加工下易 . 於破裂。而且，熱間變形阻力會變高，耐壓強度、耐熱性、導熱性亦受損。又，添加Ni、Fe時，須具有 X2= ( [Co]+0.85x[Ni]+〇.75x[Fe]- 0-007 ) ,/ ( [P] -0.008 ) 的關係，其中X2為3.0〜6.2，以3 2〜5.7為佳，較佳為 3.4〜5.1 ’最佳為3.5〜4.6。X2若超過6.2,則耐熱性變得不充分，再結晶溫度降低，無法抑制升溫時之結晶粒成長。 19 200934883 因此’無法獲得擠壓加工後之财壓強度，而且導熱/電性亦降低X2為3.0以下則會引起導熱/電性的降低，並損及延展性。耐壓強度也會變低。又，Co等各元素之調配比率，即使與化合物中之構成比例同，’也並非全部都化合。上述式中，（[c。]—〇〇〇7) 、意、是C。有0.GG7質量。/。的部分以固溶狀態殘存，（[p] 0.008 )則疋P有〇〇〇8質量％的部分以固溶狀態殘留於基材。然後，造成析出物結合之㈣卜若質量比大約為約4: i或約3.5:卜則析出物之化合狀態會較良好。其析出物’例如是以C〇2P、c〇2aP、c〇xPy表示。不過，這些化合狀態或固溶狀態，會隨温度或加工率等加工條件而變動。有鑑於此，而設定了數學式χι之限定範圍。若超過限定範圍’貝Co、P不會形成化合物而呈固溶狀態或是形成與目的之Co2P、Co2，aP等化合狀態不同的析出物，而無法獲得高強度、良好的導熱性或優良的耐熱性。 …、雖然Fe、Νι兀素的單獨添加，對於耐熱性、強度等各特生之提升並無太大貢獻’會使導電性降低，纟以、川基於與Co和P之共同添加’則可部分代替c。之功能。上 ( [Co]+0.85x[Ni]+〇.75x[Fe]- 0.007) ψ , [m] 之係數0.85和[Fe]之係數0.75，是表示將c〇和p… 設作"夺，Ni或Fe與P結合之比例。然後，造成析出物結合之（[C〇]+0.85x[Ni]+0.75x[Fe])和[p]之比率，若大約為約4.1或約3.5 : 1 ’則析出物之化合狀態會較良好。其析出物，係在前述之C〇2P、c〇2aP、c〇xPy中代替c〇而 20 200934883 以Ni、Fe部分取代之c〇xNiyPz、等來表示。不過，這些化合狀態或固溶狀態，會隨溫度或加工率等加工條件而變動。有鐘於此，而與數學丨X1肖㈣設定了m XI之限定範圍。若超過限定範圍，則c〇、Ni、Fe、p =會形成化合物而呈固溶狀態，或是形成與目的之c〇2.p、c^ p 等化合狀態不同的析出物’而無法獲得高強度、良好的導熱性或優良的耐熱性。 Φ 另一方面，若將其他元素添加於鋼則會使導電率變差。而且，導熱性和導電性會以大約相同之比率變動。例如，一般僅將Co、Fe、P以0.02質量％單獨添加至純鋼時，導熱/電性就會降低約10%。另一方面，若單獨M ^ Μ 質量％之Ni，則導熱/電性會降低約15%。c〇等各元素之含量若偏離適當比率而呈固溶狀態，則導熱/電性會明顯降低。相較於Co或P之固溶狀態，Ni即使如上述般變成固 ❿溶狀態，對導熱性之影響也較輕微。而且，相較於Fe或 ‘ Co與P之結合力，Ni與P之結合力較弱。因此，即使上 -述數學式（[C〇] + 〇.85x[Ni] + 〇.75x[Fe] — 〇〇〇7 ) / ( — 0.008 )之值自3.0〜6.2之中心朝較大數值偏離，c〇會先與P結合而Ni則固溶，所以使導電性之降低停留在最小限度。但是，若過剩（0.15質量％以上或超過數學式（15 x[Ni]+ 3x[Fe]S [Co])之量）地添加Ni，則析出物之組成會徐徐變化，耐壓強度、耐熱性受損的同時，導熱性也會降低0 21 200934883

在與Co和P之共同添加中，Fe以微量之添加可提升耐壓強度、耐熱性。不過，若過剩（〇〇7質量％以上或超過數學式（1.5x[Ni]+3X[Fe]各[Co])之量）地添加以，則析出物之組成會徐徐變化，耐麗強度、耐熱性受損的同時，導熱性也會降低，加工後之金屬組織，或是將施以該擠壓加工之銅管與其他銅配管接合後之金屬組織，因為具有Co、P而為2〜20nm、亦即平均粒徑為2〜2〇nm之略呈圓形或略呈橢圓形之微細析出物均勻地分散，或全部析出物的90%以上為3〇nm以下之大小的微細析出物均勻地分散’所以本發明之高效能銅管具有很高的耐壓強度。

Zn、Mg、Zr，可使在鋼材之回收過程混入的硫⑻變得無害’降低中溫脆性’提升高效能銅管之延展性和耐熱性。而且，Zn、Mg、ΖΓ具有強化合金且促進Co、P之均勾析出的仙。又，Zn會改善焊料可濕性、銅焊性。不過，

Zn雖有前述效果，但在製品製造環境或使用環境下，例如 =赠以上之高溫、真空或惰性氣體等之下製造或使用時，以可能會氣化於環境氣體中並蒸鑛於裝置等而造成問題。這種情況下，在第丨〜第4 小於0.05質量％。 *月。金中’Zn應設定為驟=1:壓出所製作之高效能銅管的製造步驟。另外’本發明亦可應心其他母材管製造方法， :利=性加工引致之發熱，達熱間狀態的管壓延方式、得到在如前述之冷間下求取之尺传到母材管，而 <尺寸的管材。將上述組成之 22 200934883 鑄塊加熱至770〜970°C後，進行熱間壓出。鑄塊之加熱溫度以800〜970〇c為佳，較佳為85〇〜96〇。〇。為了破壞鑄塊之組織使成熱間加工組織、降低壓出時之變形阻力、且使 C〇、P成固溶狀態，下限之溫度係屬必要。為了更加提升其效果，下限之溫度以80(rCw上為佳，較佳為85〇它以上。右超過970 c，則由於熱間壓出時之動態再結晶或加工後不久的靜態再結晶，而會使壓出母材管之結晶粒粗大 φ 化而且因c〇、p之固溶狀態達到飽和，使得用以加熱之能量形同浪費。進而，雖然在考慮到旋壓加工或與其他配管等藉由銅焊而接合的情況下，乍看之下與本申請案所欲解決之課題互相矛盾，但是加工前之銅管的導熱性以較差者為佳。之所以如此，是因為旋壓加工時，在變形量大的加工中央部 4中’加工熱不會進行熱擴散而保持高溫者的變形阻力較小，而可較容易地進行較大的變形。因為發揮耐壓性能的 ©是直徑大的加工端部5或熱影響部6之強度，所以以對這些部位之熱擴散較少者為佳。進而，在接合時之銅焊令， -導熱性若佳，則因為擠麗加工部8會全體被加熱，所以會使加工端部5或熱影響部6之溫度也上升。根據耐Μ傳熱容器之形狀，在與導熱性具有正相關之導電率中，以加工前之銅管的導電率為6〇%IACS以下為佳。壓出後至60(TC為止的冷卻速度，設作1〇〜3〇〇〇秒。因為Co等仍處於固溶、也就是說c〇等幾乎未析出者會使熱間壓出後之抽拉等冷間加工易於進行，所以以冷卻速度 23 200934883 T者為佳。但是，在本發明合金的情況下，即使是在強制氣冷之冷卻速度、也就是例如3(TC/秒，Co等在冷卻過程中也歲乎不會析出。因此，較佳的冷卻速度，是3(TC /秒至 3000。(： / 秒。 ”、、間壓出後，反覆進行冷間之壓延或抽拉，而作成母材e此冷間加工之加工率設作7〇%以上。將加工率設為 7〇%以上，則藉由加工硬化可獲得約4S0N/mm2以上之拉 ❺張強度此強度比以往使用之碟脫氧銅高約。然後’將藉由抽拉等而得之母材管進行旋壓加工等而製造耐壓傳熱容器。旋壓加工雖然因母材管之外徑或壁厚等而異’但約進行數秒至1G數秒左右。為了使形狀之精確度較佳，於旋壓加工之後，將管的前端壓抵於模具或滾輪。如此獲得之耐壓傳熱容器可直接使用，亦可於旋壓加工後進行350〜6崎、10〜30G分鐘之熱處理。另外，在時間和溫度之關係中’若將時間設作t (分）、溫度設作τ(〇, Φ 則此熱處理較期望為滿足 6.4^ Ύ/ 80 + log 8.4 * ，最佳為滿足 6.5 S T/80+log 8.0 〇此熱處理的目的，是在於使固溶於基材之c〇、ρ等析出’並提升強度、延展性、特別是導熱性。溫度或時間若不充分則因為不會析出所以會無效果，又，溫度或時二若過多’則合金會再結晶而使強度降低。另夕卜，此熱處= 然較期望是在旋壓加工之後進行，但在旋壓加工前進行亦 24 200934883 有效果又’作為耐壓傳熱容器之萝生 < 方法，亦可不進行上述般的熱間壓出、管壓延、拙如拉’而疋運用將壓延板彎曲成尚狀、溶接而作成管之熔接管爽、饮&來進仃旋壓加工。此壓延板雖然可以是經過壓延之硬質材料、也可以是進行了熱處理之軟質材料，但财能夠進行旋壓加卫之強度。其與使用壓出管者同樣能夠獲得耐壓性高之耐壓傳熱容器。又，藉 ⑩ 由於旋壓加工前、或旋壓加工後進行35〇〜6〇〇t：、ι〇〜3〇〇分鐘之熱處理，可提升耐壓性及導熱性。 (實施例）使用上述之第1發明合金、第2發明合金、第3發明合金、第4發明合金及比較用之組成的鋼來作成高效能銅 & ’並對於向效能銅管施以擠壓加工，而作成财麼傳熱容器。表1係表示作成耐壓傳熱容器之合金的組成。合金组成（質量％) XI X2 X3 合金編號 Cu P Co Sn Ni Fe Zn Mg Zr 第1發明合金 1 Rem. 0.058 0.2 0.08 3.86 2 Rem. 0.049 0.16 0.03 3J3 3 Rem. 0.071 0.25 0.09 3.86 第2發明合金 4 Rem. 0.057 0.19 0.08 0.04 4.43 0.06 5 Rem. 0.052 0.17 0.17 0.03 4.28 0.05 6 Rem. 0,049 0.14 0.05 0.025 3.70 0.08 第3發明合金 7 Rem. 0.08 0.27 0.009 0.05 3.65 第4發明合金 8 Rem. 0.055 0.19 0.07 0.02 0.23 4.26 0.03 9 Rem· 0.052 0.17 0.13 0.035 0.03 4.38 0.05 10 Rem. 0.061 0.21 0.09 0.02 0.04 4.15 0.03 25 200934883 11 Rem. 0.085 0.26 0.03 0.05 0.08 3.84 0.08 12 Rem. 0.056 0.18 0,1 0.03 0.1 4.07 0.09 13 Rem. 0.06 0.2 0.04 0.03 0.05 4.20 0.05 第3發明合金 14 Rem. 0.07 0.24 0.08 0.04 0.03 3.76 第4發明合金 15 Rem. 0.065 0.25 0.07 0.05 0.11 5.01 0.08 第3發明合金 16 Rem. 0.059 0.22 0.11 0.08 4.18 比較用合金 21 Rem. 0.031 0.22 22 Rem. 0.03 0.17 0.11 0.015 0.02 7.99 0.02 23 Rem. 0.033 0.14 5.32 24 Rem. 0.023 0.22 0.04 0.03 15.90 0.05 25 Rem, 0.031 0.1 0.03 4.04 26 Rem. 0.043 0.12 0.02 0.06 0.07 0.05 6.19 0.30 27 Rem. 0.043 0.31 0.01 0.1 0.04 8.66 28 Rem. 0.13 0.29 0.16 2.32 29 Rem. 0.088 0.33 0.49 4.04 比較用 C1220 31 Rem. 0.024 32 Rem. 0.026 xi= ([Co]-0.007) / ([Ρ]-0.008) Χ2= ([Co]+0.85[Ni]+0.75[Fe]-0.007) / C[P]-0.008) X3=1.5[Ni]+3[Fe] 合金是：第1發明合金之合金編號1〜3;第2發明合金之合金編號4〜6;第3發明合金之合金編號7、14、16 ; 第4發明合金之合金編號8〜13、15 ;作為比較用、組成〇與發明合金近似之合金編號21〜29 ;習知之磷脫氧銅也就 ' 疋C 1220之合金編號31、32。根據數種步驟模式，自任一 . 合金製作耐壓傳熱容器。第2圖係表示耐壓傳熱容器之製作步驟。步驟模式a 最先是將分22〇mm之鑄塊加熱至85〇t，再將外徑65mm、壁厚6mm之管壓出至水中。此時自熱間壓出後當下之管的溫度至600°C為止之冷卻速度約1〇〇〇c /秒。接著，壓出後反覆進行抽拉而製作母材管^母材管之尺寸，基本上是外徑50mm、壁厚lmm及外徑3〇mm、壁厚imm。此時，對 26 200934883 於數種合金，是製你士、斤作成外佐50mm而壁厚為、 0.7mm、0.5mm之母紐挥材s及外徑30mm而壁厚為usmm、 0-6mm、（K4mm 之母从拉 ,,, 甘材管。抽拉之後，將母材管切斷為長 250mm 或 200mm，腺 Λ i山 , 等兩鈿藉由旋壓加工而擠壓。旋壓條件在外徑為50mm之母铋典母材管的情況下，是設作12〇〇rpm、平均輸送量15mm/秒’在外徑為30職之母材管的情況下，則是設作1400啊、平均輸送量35mm/秒。 ❹ 步驟模式B則I η &也,& 走以強制氣冷來進行步驟模式Α之壓出後的冷郃此時之至6〇〇〇c為止之冷卻速度為約3代/ 秒。步驟模式C是在步驟模式A之旋壓加卫前以3价進行240分鐘之熱處理。舟麒步驟模式D是在步驟模式A之旋壓加工後以46(TC進行5G分鐘之熱處理。然後以步驟模式 A為基本，藉由步驟模式BiD自任—合金製作耐壓傳熱容器。步驟模式C及步驟模式D之熱處理條件，是在前述段落（第14頁最後4行〜第15頁第w、第24頁中間部分）中所述之使Co、p等析出的35〇〜6〇〇t：、1〇〜3〇〇分鐘之熱處理條件。作為藉由上述方法製作之耐壓傳熱容器的評價，測定其耐壓強度、，維氏硬度、導電率。又，觀察金屬組織而測定再結晶率、結晶粒徑、及析出物的直徑和3〇nm以下之大小的析出物的比例。x，自旋壓加工之加工性，評價旋壓加工中之成形性、變形阻力。另外，每-製造條件準備 2個㈣傳熱容器。其中—個，是將與前述同樣之掩壓管部3的一端藉由磷銅焊料（7質量％之p_Cu)而接續於耐 27 200934883 另一端則以銅焊料密閉，再測則不進行銅焊，而直接就其耐壓傳熱容器的狀態，調查其金屬組織、維氏硬度、導電率等各特性》進而，將加卫端部5、及熱影響部6的部分切出，於加熱至70(TC之鹽浴中浸潰2〇秒後取出並加以氣冷。然後，測定維氏硬度和再結晶率。自此7〇〇。〇、加熱 20秒後之維氏硬度和再結晶率、及上述之耐壓強度，評價其耐熱性。

壓試驗之黃銅製治具（jig) 定耐整強度。剩餘的一個關於耐壓強度之測定，是將耐壓傳熱容器的一端藉由磷銅焊料（7質量％之P_Cu)接續於耐壓試驗之黃銅製治具，另一端則以銅悍料密閉，再施加水壓以測定耐壓壓力。在此銅焊時，首先是將耐壓傳熱容器的一端之全體以燃燒器預熱，將耐壓傳熱容器之接續部（加工中央部）以燃燒器於數秒間（7、8秒間）加熱至約8〇〇〇c。然後，在耐壓試驗中，用自來水徐徐地升高内壓，一面大約每1MPa測定一次外徑、一面測試水壓，直至破裂為止。測定外徑時，疋將水壓降回至常壓，以使因彈性變形所致之膨脹不造成影響。此耐壓強度之測定，是將耐壓傳熱容器銅焊於試驗機之治具。因此可作為耐壓傳熱容器實際上與其他銅配管等銅焊而使用之狀態的評價。施加内壓之壓力容器，其可使用之容許壓力P和外徑 D、壁厚T、與材料之容許拉張應之關係，在JISB 824〇 (冷凍用壓力容器之構造）中，是被設作 p= 2 σ / ( D/T- 0.8 ) 28 200934883 另外’ D相對於τ較大時，可近似地設為ρ=2σ T/ D。在耐壓傳熱容器中’ 一般也是將耐壓壓力p設作ρ= &χΤ/ D，其比例係數a是依材料而定，比例係數a越大、耐壓壓力越大在此’因為a= Pxd/T，所以將耐壓傳熱容器破裂之壓力設作破裂壓力PB，在本說明書中，將破裂壓力指數PIB作為耐壓傳熱容器破裂之材料強度而如以下般定義。 PIb=PbxD/t ❿藉由此PIb，以s平價相對於耐壓傳熱容器之破裂的材料強 .度。 ❹ 又，耐壓傳熱容器即使不至於因内壓而破裂，也會因微小的内壓產生反覆的變形以致出現疲勞破壞或新生面，而使腐钱發生。因此是功能上及安全上的問題。因此，將耐壓傳熱容器因内壓而少量變形時的壓力予以評價。在本說月書中，根據此壓力而將耐壓傳熱容器之外徑變大0.5% 時之内壓設作P〇.5%，將〇·5%變形壓力指數？1〇 5%作為耐壓傳熱容器開始變形之材料強度而如以下般定義。

PI〇.5%= P〇.5%xd/T 與此pl05%同樣地，將耐壓傳熱容器之外徑變大1%時之内壓設作Pl% ’將1%變形壓力指數PI1%如以下般定義。

PIi%= P1%xD/T 壓傳熱容器之初期根據此PIQ.5%及PI〗％，來評價相對於耐變形的材料強度。維氏硬度之測定，是測定加工中央部4、加工端部5 熱影響部6、直管部7之強度。又，將加工端部$及： 29 200934883 響部6切出之小片，於如上述般加熱至700°C之鹽浴中浸潰20秒，測定加熱後之硬度和再結晶率。再結晶率之測定，是如以下般進行。自100倍之金屬顯微鏡的組織照片區分未再結晶粒和再結晶粒’將再結晶之部分所佔比例作為再結晶率。亦即，將管之抽拉方向具有金屬組織之流動的狀態作為未再結晶部，而將含有雙晶之清楚的再結晶粒作為再結晶部。對於是未再結晶部或是再結晶部的判別不清楚者，以一部份的試料，在藉由200 倍之 EBSP ( Electron Backscatter Diffraction Pattern，背向散射電子繞射圖形）而得之結晶粒圖中，方位差角15度以上之粒界所圍繞的區域内，將抽拉方向長度是垂直於抽拉方向長度之3倍以上的區域作為未再結晶區域，藉由影像分析（以影像處理軟體「WinROOF」來二值化）來測定該區域的面積率。將其值作為未再結晶率，再結晶率=(1 —未再結晶率）。EBSP是藉由在曰本電子株式會社製之FE —SEM ( Field Emission Scanning Electron Microscope ：冷場發射掃描式電子顯微鏡，型號JSM-7000F FE-SEM)上，搭載株式會社 TSL Solutions 製之 OIM( Orientation Imaging Microscopy，晶向分析裝置，型號TSL — OIM 5· 1 )而製作。結晶粒徑之測定，是藉由金屬顯微鏡照片，依照JIS Η 05 01中之鍛造銅及銅合金平均晶粒度評估的方法之比較法來測定。對於析出物之粒徑，首先將150,000倍的ΤΕΜ (穿透式電子顯微鏡）的穿透電子影像藉由上述「WinROOF」來 30 200934883

二值化而挑出析出物。然後算出各析出物的面積之平均值’將計算自面積之平均值的粒徑作為平均粒徑。又，自各析出物之粒徑’測定30nm以下之析出物個數的比例。不過，以15〇，_倍的TEM穿透電子影像，即使將所得影像進-步擴大，也僅能觀察至lnm左右，所以該比例是在大於Inm之析出物中的比例1彳，在尺寸的敎精碑度上，雖然認為關於小於2nm之析出粒子會有問題，但因為小於2nm之析出粒子所佔之比例在所有的試料中小於鳩，所以仍舊以此測m卜析出物之測定是在加工中央部4進行’也有—部分是在加卫端部5之再結晶部進行。又，金屬組織若是未再結晶狀態，則因為位錯密度高，所以以TEM進行析出物之測定將有所困難。因此，在未再結晶部之析出物，不計入藉由TEM測定之部位。導熱度之評價，係藉由導電度來作為代用特性而評價。導電度和導熱度約為1次之正相關，一般會使用導電度以代替導熱度。導電率測定裝置是使用曰本foerster 株式會社製之SIGMATEST D2.068。另外，在本說明書中，是將詞彙「導電度」和「導電率」作為同樣的意思來使用。關於上述試驗之結果，將對於原先組成之不同所致之差異’比較發明合金和C1220而說明。表2、3是表示藉由步驟模式A將各合金製作成外徑5〇mm、壁厚lmm之母材管’再將該母材管之兩端藉由旋壓加工而擠壓為外徑 14_3mm、壁厚llmm之耐壓傳熱容器的試驗結果。另外，這些表中 ’ ΡΙβ、ΡΙ〇·5%、ΡΙι%是各自以 PI(B)、Pl(〇,5%)、 31 200934883 PI(1%)表示。又，在後述之試驗結果的各表中，進行試驗之同一試料可能會以不同試驗編號記載（例如，表2、3之試驗編號1的試料，和表12、13之試驗編號81的試料相同）。 [表2] 合金編號步驟模式試驗編號母材管尺寸擠壓口部尺寸耐壓強度再結晶率(％) 結晶粒徑析出物 (加工端部）外徑 mm 壁厚 mm 外 .徑 nsn 壁厚 mm Η (Β) Η (0i%) Η (1%) 直管部部 ΑοΧ- 中央部 mm? 取稍 (讎中央部仁m 稍粒徑 nm 30txn 以下 m 響部端部第1 發明合金 1 A 1 50 1 14.3 1.1 1050 955 995 0 0 10 100 5 14 3.5 99 2 A 2 50 1 14.3 1.1 885 755 840 0 0 40 100 20 17 3 A 3 50 1 14.3 1.1 1150 1050 1115 0 0 10 100 5 7.5 第2 發明合金 6 A 4 50 1 14.3 1.1 875 790 855 0 0 30 100 15 17 第3 發明合金 7 A 5 50 1 14.3 1.1 1175 1095 1135 0 0 5 100 3 10 第4 發明合金 8 A 6 50 1 14.3 1.1 970 885 940 0 0 15 100 8 14 10 A 7 50 1 14.3 1.1 1090 1000 1060 0 0 10 100 5 10 3.4 99 12 A 8 50 1 14.3 1.1 985 910 955 0 0 20 100 10 14 13 A 9 50 1 14.3 1.1 1035 950 995 0 0 15 100 8 10 15 A 10 50 1 14.3 1.1 1040 960 1000 0 0 10 100 5 10 第3 發明合金 16 A 11 50 1 14.3 1.1 1050 985 1015 0 0 10 100 5 10 23 A 12 50 1 14.3 1.1 525 200 265 0 100 100 100 100 53 27 A 13 50 1 14.3 1.1 560 250 305 0 50 100 100 75 38 0220 31 A 14 50 1 14.3 1.1 485 145 195 0 100 100 100 100 120

[表3] 合步試金驟驗編模編號式號析出物(加工中央部) 稍粒徑維氏硬度 (HV) 導·雷率 (%IACS) 以下直管部 m ΛηΧ- 端部中央部直管部

700°C20 秒維氏硬度 (HV) 再結晶率(％) 部 m m 熱影黎部端部 32 200934883

❹ 第3圖是表示表2、3所記載之試驗編 X U 1〈禾1發明 σ金和試驗編號14之C1220的各部位金屬 * . . ± 碣組織。第4圖是衣不在表2、3所記載之試驗編號1第 -她t 發明合金中的加端部和試驗編號7之第4發明合金中的+ ^ & τ的加工中央部的析工 ❹ 另外’因為加工端部之析出物小，所以將所得之影出物像進一步放大在習知之C1220，破裂壓力指數ΡΙΒ是5〇〇以下，相對於此，第1、第2、第3、及第4發明合金均有高達8〇〇以上的結果。此破裂壓力指數ΡΙΒ以6〇〇以上為佳，較德為 700以上，最佳為8〇〇以上。進而，在表示初期變形麇力之〇.5%變形壓力指數ΡΙ〇.5%中，C1220是15〇左右，相對於此，各發明合金具有高達75〇以上之5倍以上的結采。 33 200934883 此PI〇·5%以300以上為佳，較佳為35〇以上，最佳為45〇 2上。在變形壓力指數PIl%中，各發明合金亦有比c122〇高4倍以上的結果。此ΡΙι%以35〇以上為佳較佳為*⑼ 以上，最佳為500以上。如此，相較於cl22〇，各發明合金的耐壓強度高，特別是在變形的初期階段的強度具有很大的差異。關於C 1220 ’其再結晶率在直管部是〇%，在熱影響部 ❹ 鲁 6、加工端部5、加工中央部4則是iq㈣。另—方面關於各發明合金’在直管部7、熱影響部6是〇%，在加工端部5是5〜40%。然後，在加工中央部*則變成跡/。，與在熱影響部6和加工端部5有很大的差異。擠壓加工部8 之再結晶率（熱影響部6和加卫端部5之再結晶率的平均）’相對於C1220<100%，各發明合金是2〇%以下。此擠壓加工部8之再結晶率’ α 5()%以下為佳較佳為辦❶ 以下，最佳為25%以下。因為耐壓強度大幅受到熱影響部 6和加工端部5之強度所影響’所以此再結晶率之差異，和上述耐壓強度的結果相當-致。又，關於加工中央部4 之再結晶粒徑也是同樣，cl22〇是⑶心，相對於此，各 :明合金是20…下’在加工中央部4之強度方面，各發明合金高於C1220。關於析出物’是觀察表2、3之試驗編號卜3、5、7、明巾央°P 4和加工端部5。在加工中央部4,各發金均句地析出略呈圓形、或略呈橢圓形之微細析出千均粒徑是12〜16nme又，在全部析出物之中，粒徑 34 200934883 是30nm以下之析出物個數的比例是95%左右。另一在C1220中並未檢出析出物。發明者認為，藉由析出物，在旋遷加工中即使溫度上升至soot或^微細上’結晶粒之成長也會受到抑制，而具有高強度:M 端部5的觀察是進行於試驗編號卜7。其均勾地 : 圓形、或略呈橢圓形之微細析出物，而析出物之：在試驗編號1是3.5nm、在試驗編號7則是3 4nm 侄工令央部4更微細。發明者認為，在旋壓加工中，即使：度上升至約戰或70吖以上，藉由這些微細析出物，：明合金也會被強化而抵銷因部分產生之再結晶核致的基材之軟化，而可維持高強度。χ，雖然也觀試料於銅焊後之析出物，但其具㈣加熱前之的形態。 ι贫问樣如此，c〇、p等析出物在各部位是平均粒徑μ、而很微細’但在高溫狀態下會發揮二項报大的作用項’疋在加工中央部4中’即使旋壓加工中温度上升至約_或_以上而完全地再結晶，也會藉由析出物而使再結晶粒之成長受到抑制，變成微細的再結晶組織 :項’則是在強度係屬必要的加工端部”，即使 :至約赋或靴以上，也會藉由較微細之析出物的形而抑制再結晶化。然後’因為部分再結晶化之部分的析出物細小’所以藉由析出硬化而保持高強度。，、田度上升至500°C或以上* & 組織，所以無法觀察。但:影==物’因為是加工疋因為導電率上升，所以發明 35 200934883 者認為應是形成有與加工端部5大小相同或較小的C〇、p 等析出物。如此，熱影響部6雖然由於升溫以致基材稍微軟化，但藉由析出物之形成，使硬度幾乎沒有降低。關於維氏硬度，C1 220和各發明合金具有差異，且特別是在影響耐壓強度之熱影響部6和加工端部5具有很大的差異。在C1220，熱影響部6、加工端部5均是5〇左右，相對於此’在各發明合金則熱影響部6是130〜150、加工 Φ 端部5是1〇0〜110左右。此維氏硬度的結果也和再結晶率相當一致。在70(TC加熱20秒後之維氏硬度，相較於原本的試料之熱影響部6、加工端部5僅降低約2〜1〇點，而均為維氏硬度90以上。藉此，發明者認為即使财壓傳熱容器以各種條件與其他銅管等銅焊，也能具有高強度。又，加熱後之熱影響部6的再結晶率，任一者均為丨〇%以下，而保持高耐熱性。導電率方面，C1220在各部分中是8〇%IACS左右，相 ® 對於此，在各發明合金之各部分中則是50〜80%IACS左右，和C1220之導電率幾乎相等。 • 在700°C加熱20秒後之維氏硬度，在C1220的情況下，其初期的值原本就很低，而且比加熱前降低了約丨〇左右，但發明合金則是與加熱前相同，且再結晶亦無進展。根據此結果和上述之耐壓強度的結果，可知發明合金的耐熱性優良。表4、5是表示將母材管尺寸自外徑50mm、壁厚15mm 之母材管旋Μ加工成外徑17mm、壁厚2mm時的數據，表 36 200934883 6、7則是表示將母材管尺寸自外徑30mm、壁厚1 mm之母材管旋壓加工成外徑12.3mm、壁厚1.3mm時的數據。 [表4] 合金編號步驟模式試驗編號母材管尺寸擠壓口部尺寸耐壓強度再結晶率(％) 結晶粒徑析出物 (加工端部）外徑 mm 壁厚 mm 外徑 mm 壁厚 mm Η (Β) Η (0i%) PI (1%) 肓部中央部熱景綱 (赚 ΛηΧ- 中央部 jum 粒徑 ran 30nm 以下管部熱影響部端部第1 發明合金 1 A 21 50 1.5 17.0 2.0 1060 973 1023 0 0 10 100 5 17 第4 發明合金 9 A 22 50 1.5 17.0 2.0 917 833 890 0 0 30 100 15 19 10 A 23 50 1.5 17.0 2.0 1087 1003 1057 0 0 10 100 5 10 第3 發明合金 16 A 24 50 1.5 17.0 2.0 1047 970 1023 0 0 10 100 5 14 22 A 25 50 1.5 17.0 2.0 540 203 277 0 90 100 100 95 45 24 A 26 50 1.5 17.0 2.0 530 193 267 0 100 100 100 100 53 C1220 31 A 27 50 1.5 17.0 2.0 460 123 167 20 100 100 100 100 100

[表5] 合金編號步驟模式試驗編號析出物(加工中央部）維氏硬度 (HV) 導電率 (%IACS) 700°C20 秒維氏硬度 (HV) 再結晶率 (%) 稍維 nm 3Qnm 以下直管部部中央部直管部部 ΛνΧ. 中央部部熱影響部 m 響部端部熱影響部力αΧ 端部熱影響部端部第1 發明合金 1 A 21 146 139 111 71 53 62 72 70 第4 發明合金 9 A 22 139 132 98 65 52 62 68 65 10 A 23 146 142 112 73 53 62 73 71 第3 發明合金 16 A 24 148 143 106 71 51 60 68 64 ttm 22 A 25 123 68 57 46 56 62 67 65 56 100 24 A 26 119 65 57 45 58 64 67 66 C1220 31 A 27 97 52 48 36 85 86 86 87 41 40 37 200934883

[表6] 合金編號 -— 步驟模式試驗編號母材管尺寸播壓口部尺寸耐壓強度再結晶率(〇/0) 結晶粒徑析出物 f加工城都、外徑 mm 壁厚 mm 外徑 mm 壁厚 mm PI (B) PI (05%) Η 0%) 直部中央部象辨部狀稍 (搬 ΛαΧ t央部 um 粒徑 nm 3Qnm 以下管部熱影響部 ΛαΧ. 綱第2 發明合金 4 A 31 30 1 12.3 1.3 1032 939 990 0 0 10 100 5 14 5 A 32 30 1 12.3 1.3 936 834 900 0 0 20 100 10 14 第4 發明合金 10 11 A 33 30 1 12.3 1.3 1035 936 993 0 0 10 100 5 10 A 34 30 1 12.3 1.3 1149 1080 1131 0 0 5 100 3 7.5 第3 發明合金 14 A A 35 30 1 12.3 1.3 1089 1014 1050 0 0 10 100 5 7.5 21 36 30 1 12.3 1.3 498 150 219 10 100 100 100 100 60 25 A 37 30 1 12.3 1.3 516 159 243 0 100 100 100 100 60 26 A 38 30 1 12.3 1.3 549 237 294 0 75 100 100 8$ 45 28 A 39 q>3〇xlt之銅管製造時、抽拉時發生破裂而無法進行後續步驟。 C1220 32 A 40 30 1丨 12.3 丨 1.3丨 474 129丨 180 10 1100 100 1 100 100 100 考.

[表7] 合金編號步驟模式試驗編號導電率 (%IACS) 700°C20 秒 ~~ 工中- 托部）竿氏硬度 (HV) 維氏硬度 (HV) 再結晶率 ί%> m 粒徑 nm 30dm 以下直管部中央部直管部中央部一、/ — 熱影物 m 獅 m 響部端部 m 端部第2 發明合金 4 A 31 151 145 109 71 54 63 69 65 140 106 5 A 32 146 136 104 70 50 60 66 63 第4 發明合金 10 A 33 152 148 109 73 53 64 72 70 11 A 34 168 161 114 79 51 64 71 66 第3 發明合金 14 A 35 161 155 113 77 53 63 71 66 Am 21 A 36 116 59 52 41 64 65 66 66 25 A 37 114 61 54 42 65 72 78 76 26 A 38 128 74 59 49 48 55 64 59 58 100 28 A 39 32 A 40 109 52 48 35 84 86 86 86 38 200934883 在表 4、5 2、3之尺寸及表6、7之母材管尺寸中，其結果也和表 T的情況相同，各發明合金電率則與其相同。赞月口金強度比C1220问、導接著，# BB a 性…、成超出發明合金之組成範圍時的特表6 ▲ K驗編號12 ;表4、5之試驗編號25、26 ; 範圍的二試驗編號36的合金…之量少於發明合金之 ❹ 較低、：形。相較於發明合金，這些合金均具有耐壓強度較低、熱影響部6或加較低的結果。這是因為Ρ之晋曰“、維氏硬度疋因為p之量少，所以Co、P等析出量少所致。表6、7之試驗編號37的合金，是？和c〇之量少於各發明合金之範圍的情形。相較於發明合金，其具有耐虔強度較低、熱影響部6或加工端部5之再結晶率高、維氏硬度較低的結果。這^為c。之量少，所以c〇、p等析出量少所致。 ❹ 表2、3之試驗編號13的合金，是（[c〇]_〇.〇〇7) / * ( 之值大於發明合金之範圍的情形。相較於發 •明合金，其具有耐壓強度較低、熱影響部6或加工端部5 之再結晶率高、維氏硬度較低的結果。表6、7之試驗編號38的合金，是（丨5x[Ni] + 3x[Fe]) 之值大於[Co]之值的情形。相較於發明合金，其具有耐壓強度較低、熱影響部6或加工端部5之再結晶率高、維氏硬度較低的結果。表6、7之試驗編號39的合金，是p之量多於發明合 39 200934883 金之範圍的情形，其於抽拉時發生破裂，無法獲得母材管。接著說明旋壓加工時之成形性、變形阻力。在上述表 2〜7之各試驗的旋壓加工中，母材管之外徑為5 0mm時，是以1200rpm、平均輸送速度1 5mm/秒進行擠壓加工。又，母材管之外徑為30mm時，是以1400rpm、平均輸送速度35mm/秒進行擠壓加工。在表8、9之試驗，是使母材管之壁厚與表2〜7不同。表8、9是表示將轉數和輸送速度之試驗條件設作與表2〜7中具相同外徑之試驗相

同，而將外徑 5 Omm、壁厚 0.5〜1mm之母材管和外徑 3 0 mm、壁厚0.4〜1 ·25πΐΓη之母材管進行旋壓加工的結果。 [表8] 合金編號步驟模式试驗編號母材管尺寸擠壓口部尺寸耐壓強度再結晶率(％) 結晶粒徑析出物 (加工端部）外徑 mm 壁厚 mm 外徑 mm 壁厚 mm PI (B) Η (05%) Η (1%) 直管部 «ΐΛπχ部中央部 mm? (罐納中央部 μτη 稍粒徑 Dm 30am 以下 m 響部 Λ〇Χ- 端部第1 發明合金 3 A 41 50 0.5 14.3 1.1 1130 1040 1090 0 0 5 100 3 5 3 A 42 50 0.7 14.3 1.1 1136 1057 1100 0 0 5 100 3 7.5 3 A 43 50 1 14.3 1.1 1150 1050 1115 0 0 10 100 5 7.5 第4 發明合金 10 A 44 50 0.5 14.3 1.1 1040 990 1020 0 0 10 100 5 7.5 3.5 9.9 10 A 45 50 0.7 14.3 1.1 1050 993 1021 0 0 10 100 5 7.5 10 A 46 50 1 14.3 1.1 1090 1000 1060 0 0 10 100 5 10 3.4 99 第3 發明合金 16 A 47 50 0.7 14.3 1.1 1036 957 1007 0 0 10 100 5 10 16 A 48 50 1 14.3 1.1 1050 985 1015 0 0 10 100 5 10 第2 發明合金 4 A 49 30 0.4 11.1 0.7 1035 968 998 0 0 5 100 3 10 4 A 50 30 0.6 11.7 1.0 1040 955 1010 0 0 10 100 5 10 4 A 51 30 1 12.3 1.3 1032 939 990 0 0 10 100 5 14 第4 發明合金 10 A 52 30 0.4 11.1 0.7 1028 960 990 0 0 10 100 5 7.5 10 A 53 30 0.6 11.7 1.0 1050 965 1015 0 0 10 100 5 10 10 A 54 30 1 12.3 1.3 1035 936 993 0 0 10 100 5 10 10 A 55 30 1.3 12.5 1,4 1061 984 1030 0 0 10 100 5 10 40 200934883 [表9] 合金編號步驟模式試驗編號析出物(加工中央部）維氏硬度 (HV) 導電率 (%IACS) 700。。20 秒維氏硬度 (HV) 再結晶率(％) 稍粒徑 ΠΠ1 3Qnm 以下直管部部中央部直管部中央部部 m 審部熱影響部端部熱影響部力αΧ 端部熱影轉端部第1 發明合金 3 A 41 167 159 116 83 51 57 68 60 148 113 3 A 42 160 157 117 77 52 58 70 61 146 114 3 A 43 16 94 156 153 122 79 51 58 68 62 145 119 第4 發明合金 10 A 44 13 98 157 153 107 78 52 61 71 64 10 A 45 152 147 106 76 52 63 72 65 10 A 46 12 97 151 146 110 68 53 62 70 68 137 107 0 第3 發明合金 16 A 47 154 147 108 74 50 60 67 62 16 A 48 152 146 105 72 51 61 68 63 第2 發明合金 4 A 49 12 97 156 149 111 74 53 60 66 62 141 109 4 A 50 153 147 110 74 54 62 68 63 139 106 4 A 51 151 145 109 71 54 63 69 65 140 106 第4 發明合金 10 A 52 160 154 107 76 53 62 69 66 10 A 53 157 153 108 72 53 61 70 67 10 A 54 152 148 109 73 53 64 72 70 10 A 55 150 147 111 72 54 64 72 72

表2〜9之任一發明合金均無成形不良，而可進行加工。如此，因為未發生成形不良且加工中央部4發生再結晶，所以本發明合金在這些加工條件中之旋壓加工中的變形阻力小。又，於表1 0、11表示進而變化加工條件之實施例。 [表 10] 41 200934883

合金編號步驟模式試驗編號 m rpm 1¾¾ mm/s 母材管尺寸擠壓口部尺寸耐壓強度再結晶率(％) 外徑 mm 壁厚 mm 外徑 mm 壁厚 mm Η (Β) PI (05%) PI (1%) 直管部部中央部 mm¥ 取剛熱影響部端部第2 發明合金 4 A 61 1800 40 30 0.6 11.7 1.0 1050 955 1015 0 0 10 100 5 4 A 62 1200 20 30 0.6 11.7 1.0 1025 935 1000 0 0 10 100 5 第4 發明合金 10 A 63 1800 40 30 0.6 11.7 1.0 1035 950 1005 0 0 10 100 5 10 A 64 1200 20 30 0.6 11.7 1.0 1025 920 995 0 0 10 100 5 10 A 65 1800 40 30 1.3 12.5 1.4 1063 991 1034 0 0 10 100 5 10 A 66 1200 20 30 1.3 12.5 1.4 1056 967 1025 0 0 10 100 5 第1 發明合金 1 A 67 1600 20 50 1 14.3 1.1 1035 945 990 0 0 10 100 5 1 A 68 900 20 50 1 14.3 1.1 1070 930 1000 0 0 10 100 5 第2 發明合金 6 A 69 900 20 50 1 14.3 1.1 885 800 845 0 0 25 100 13 第3 發明合金 7 A 70 1600 20 50 1 14.3 1.1 1160 1085 1115 0 0 5 100 3 第4 發明合金 15 A 71 1600 20 50 1 14.3 1.1 1030 940 990 0 0 10 100 5 15 A 72 900 20 50 1 14.3 1.1 1050 960 1010 0 0 10 100 5 [表 li] 合金編號步驟模式試驗編號結晶粒徑析出物(加工中央部）維氏硬度 (HV) 導電率 (%IACS) 中央部稍粒徑 nm 30nm 以下直管部部中央部直管部部中央部熱影響部端部熱影響部 ΑαΧ 端部第2 發明合金 4 A 61 10 153 147 109 74 54 61 68 63 4 A 62 10 152 143 111 73 54 64 70 66 第4 發明合金 10 A 63 10 157 152 107 73 53 60 70 66 10 A 64 10 156 151 105 71 54 63 71 68 10 A 65 10 150 147 110 72 54 63 71 69 10 A 66 14 149 145 112 70 55 66 74 72 第1 發明合金 1 A 67 14 148 143 108 73 53 63 72 66 1 A 68 10 147 144 110 73 53 64 70 67 第2 發明合金 6 A 69 14 139 132 99 66 58 70 75 70 第3 發明合金 7 A 70 10 167 164 117 73 52 66 72 68 第4 發明合金 15 A 71 10 150 143 104 73 52 63 71 66 15 A 72 10 150 142 106 75 52 64 73 65 42 200934883 將各種發明合金，以平均輸送速度20mm/秒、1200rpm 及平均輸送速度40mm/秒、1 800rpm，擠壓成外徑是3 0mm 而壁厚是〇_6mm及1.25 mm之母材管。又，以平均輸送速度20mm/秒、900rpm及1600rpm，擠壓成外徑50mm而壁厚1mm之母材管。在任一試驗中均為發生成形不良，而且加工中央部4發生再結晶。因此，旋壓加工中之變形阻力小，耐壓強度等特性亦無問題。在旋壓加工中，因為 Cl 220若母材管的壁厚薄於1mm則會發生成形不良，所以發明合金的加工性較良好。接著說明製造步驟的影響。表12、13是表示使用第卜第2、第4發明合金並藉由製造模式A〜D來製作外徑 50mm、壁厚1mm或外徑30mm、壁厚1mm之母材管，再藉由旋壓加工來擠壓成外徑14.3mm、壁厚1.1mm或外徑 12.3mm、壁厚1.3 mm之情形的數據。合金編號步驟模式試驗編號母材管尺寸擠壓口部尺寸耐壓強度再結晶率(％) 結晶粒徑析出物 (加工端部）外徑 mm 壁厚 mm 外徑 mm 壁厚 mm Η (β) Η (05%) Η 0%) 直管部部中央部 mm 狀稍 (雛中央部 um 稍 nm 30αη 以下 m 轉 Jhax- 端部第1 發明合金 1 A 81 50 1 14.3 1.1 1050 955 995 0 0 10 100 5 14 3.5 99 1 B 82 50 1 14.3 1,1 990 885 935 0 0 15 100 8 17 5.1 97 1 C 83 50 1 14.3 1.1 1030 910 965 0 0 10 100 5 10 3.6 99 1 D 84 50 1 14.3 1.1 1040 905 950 0 0 10 100 5 10 3.3 99 第2 發明合金 4 A 85 30 1 12.3 1.3 1032 939 990 0 0 10 100 5 14 4 B 86 30 1 12.3 1.3 984 891 939 0 0 15 100 8 17 4 C 87 30 1 12.3 1.3 1002 885 939 0 0 10 100 5 10 4 D 88 30 1 12.3 1.3 1035 900 957 0 0 10 100 5 14 〇 [表 12] __ 43 200934883 第4 發明合金 10 A 89 50 1 14.3 1.1 1090 1000 1060 0 0 10 100 5 10 3.4 99 10 B 90 50 1 14.3 1.1 1025 940 980 0 0 20 100 10 14 10 C 91 50 1 14.3 1.1 1070 950 1065 0 0 5 100 3 10 10 D 92 50 1 14.3 1.1 1095 940 1050 0 0 10 100 5 10 [表 13] 合金編號步驟模式試驗編號析出物(加工中央部）維氏硬度 (HV) 遵·雷傘 (%IACS) 700°C20 秒維氏硬度 (HV) 再結晶率(％) 稍粒徑 ΙΪΙ1 3Qntn 以下直管部部中央部直管部部中央部部 m 響部熱影響部端部熱影響部端部熱影響部端部第1 發明合金 1 A 81 13 98 148 143 108 72 53 63 71 66 137 105 1 B 82 14 97 144 133 103 68 56 67 72 67 126 99 0 1 C 83 9 99 140 141 110 74 79 81 72 70 131 107 0 1 D 84 6 99 139 135 113 91 80 81 78 77 130 109 0 第2 發明合金 4 A 85 151 145 109 71 54 63 69 65 140 106 4 B 86 146 137 104 69 56 64 73 68 128 100 4 C 87 145 141 107 75 77 79 74 70 132 103 4 D 88 8 100 142 142 109 89 81 82 77 73 133 105 第4 發明合金 10 A 89 12 97 151 146 110 68 53 62 70 68 137 107 0 10 B 90 13 98 147 139 107 66 58 64 71 69 10 C 91 10 98 146 142 112 73 79 79 72 70 10 D 92 8 99 144 145 116 88 78 79 77 75 138 113 0 ® 相較於壓出後之冷卻是以水冷進行、也就是以製造模 _ 式A來製作的試驗編號81、85、89,藉由步驟模式B而壓 ' 出後之冷卻是以空氣來強制氣冷所製作的試驗編號82、 86、90，在各特性中是表示相同或稍低的值。因為冷卻速度較快者Co、P等會較多固溶，所以相較於步驟模式B，步驟模式A的耐壓強度等較高。但是，因為本發明合金之溶體化靈敏度遲純，即使壓出後之冷卻是強制氣冷，也和水冷同樣，Co、P等之大部分呈固溶，所以步驟模式A和 44 200934883 步驟模式B的差異小、步驟模式B亦顯示良好的結果。藉由步驟模式C而在旋壓加工前以3 95 °C進行240分鐘之熱處理所製作的試驗編號83、87、91，其耐壓強度、再結晶率、結晶粒徑、析出物之析出狀況、維氏硬度，與以製造模式A製作者相同。又，其導電率則比製造模式A 所得者高，而是與表2〜7中之C1220同樣的值。其旋壓加工後之金屬組織，均勻地分散著具有Co、P而為2〜20nm 之略呈圓形或略呈橢圓形之微細析出物、或全部析出物的 ® 90%以上為30nm以下之大小的微細析出物。又，藉由步驟模式D而在旋壓加工後以460°C進行50分鐘之熱處理所製作的試驗編號84、88、92，也顯示與製造模式C所得者相同的結果。發明者認為，若如步驟模式C、D般在旋壓加工前後進行熱處理，則因為P等之析出受到促進，而會使導電率變高。接著，說明壓出前之鑄塊的加熱溫度的影響。表14、 0 15是表示使用第1〜第4發明合金而在製造模式A及D中 • 改變鑄塊加熱溫度時的數據。 [表 14] 合金編號步驟模式試驗編號母材管尺寸擠壓口部尺寸耐壓強度再結晶率(％) 結晶粒徑析出物 (加工端部）外徑 mm 壁厚 mm 外徑 mm 壁厚 mm Η ⑻ Η (05%) Η (1%) 直管部部中央部 mmp 狀稍 cm *ϊΧ··#|5) 中央部稍雖 nm 3Qnm 以下 m 響部端部第1 發明合金 1 A1 201 50 1 14 1,1 1120 1025 1065 0 0 5 100 3 10 2.9 99 A 202 50 1 14 u 1050 955 995 0 0 10 100 5 14 3.5 99 A2 203 50 1 14 1.1 990 895 945 0 0 15 100 8 17 4.4 98 第2 發明合金 4 A1 204 30 0.4 11 0.7 1088 1028 1050 0 0 5 100 3 7.5 A 205 30 0.4 11 0.7 1035 968 998 0 0 5 100 3 10 45 200934883 第3 發明合金 7 A1 206 50 1 14 1.1 1255 1180 1210 0 0 2 100 1 7.5 A 207 50 1 14 1.1 1175 1095 1135 0 0 5 100 3 10 第4 發明合金 10 A1 208 50 1 14 1.1 1130 1025 1080 0 0 5 100 3 7.5 3.1 99 A 209 50 1 14 1.1 1090 1000 1060 0 0 10 100 5 10 3.4 99 第2 發明合金 4 D1 210 30 1 12 1.3 1086 975 1008 0 0 5 100 3 10 D 211 30 1 12 1.3 1035 900 957 0 0 10 100 5 14 第4 發明合金 10 D1 212 50 1 14 1.1 1135 1000 1090 0 0 5 100 3 7.5 D 213 50 1 14 1.1 1095 940 1050 0 0 10 100 5 10 [表 15] 合金編號步驟模式試驗編號析出物(加工中央部）維氏硬度 (HV) 導電率 (%IACS) 700°C20 秒維氏硬度 (HV) 再結晶率(％) 稍粒徑 nm 30nm 以下直管部部 ΛηΧ- 中央部直管部部中央部 m mp 熱影響部 ΛαΧ 端部熱影響部 ΛαΧ. 端部熱影響部端部第1 發明合金 1 A1 201 11 99 150 147 115 74 50 61 71 66 142 112 0 A 202 13 98 148 143 108 72 53 63 71 66 137 105 A2 203 14 97 145 136 104 70 55 67 73 67 129 100 0 第2 發明合金 4 A1 204 11 98 159 154 120 77 49 58 65 62 144 114 A 205 12 97 156 149 111 74 53 60 66 62 141 109 第3 發明合金 7 A1 206 10 99 170 168 126 76 49 63 72 69 157 122 A 207 14 96 167 163 118 74 52 66 73 70 153 115 第4 發明合金 10 A1 208 11 99 155 150 118 69 48 60 69 69 141 115 0 A 209 12 97 151 146 110 68 53 62 70 68 137 107 0 第2 發明合金 4 D1 210 7 100 145 146 116 78 76 78 79 71 141 114 0 D 211 8 100 142 142 109 89 81 82 77 73 133 105 第4 發明合金 10 D1 212 6 99 147 149 125 94 75 76 77 73 141 119 0 D 213 8 99 144 145 116 88 78 79 77 75 138 113 0

雖然製造模式A及D之鑄塊加熱溫度是850°C，但在製造模式A1及D1則設作910°C、製造模式A2則設作830 °C。加熱溫度較高者維氏硬度高，結果耐壓強度高。這是因為加熱溫度較高者Co、P等會較多固溶，使再結晶化稍 46 200934883 微延遲，並使所得之析出粒子較微細、結晶粒徑小的緣故。又，加熱溫度較高者，直管部7的導電率稍低。發明者認為這是因為Co、P等大多呈固溶。基於上述評價結果，說明有關本實施形態之高效能銅管的特性》本高效能銅管，在自熱間壓出後之溫度至600 °C的溫度範圍中，是以1 0〜3000°C /秒冷卻。之後，以冷間抽拉等而施加7〇%以上的加工率，藉由加工硬化而成高強度。因為變成高強度，所以即使壁厚變薄亦可進行其後

的狀態上，Co、P等是良好地固溶著。一部分會具有含有 10nm左右的Co、P或有時是含有Ni、Fe之微細析出物。因為Co、P等良好地固溶著、亦即擠壓加工前之銅管的導熱性低，所以在旋壓加工或銅焊時熱不會擴散。因此易於進行加工、加工端部5或熱影響部6的溫度上升少。而且，在銅焊時，也是稍微預熱即可、加工端部5或熱影響部6 Φ 的溫度上升受到抑制。如此，因為擠壓加工前之銅管的導 •熱性低所以易於加工、且擠壓加工後之加工部的導熱性會藉由加工熱等而提升，所以適於作為耐壓傳熱容器。然後’若進行旋壓加工，由加工熱而上升至800〜950? 再結晶化，所以知丁由私丨^ ，則加工中央部4

加工量少、壁厚較薄的加工端部5 在旋壓加工中變形阻力仍高。 4的溫度會藉。因此，為在750°C附近會開始阻力會降低，而獲得與相較於加工中央部4, 因為再結晶率低，所以即使在旋壓加工中產 47 200934883

Φ 生很大的扭矩，也不會產生扭轉或挫曲。同樣地，熱影響部6雖然上升至50(rc或其以上、大約是7〇(rc，因為幾乎不會再、.，〇明，所以材料強度高。進而，即使將熱影響部6 在700 C加熱20衫，也會因為再結晶率低，所以加熱至7〇〇 C時的強度高。因此’旋壓加工中’因為不施予變形的部分、或是變形少的部分的強度高’所以即使是薄壁也不會發生旋壓加工不良。加工中央部4的再結晶粒，會藉由前述Co、P等微細析出物而使結晶粒成長受到抑制，而呈微細的粒徑。又，加工中央部4藉由旋壓加工而擠壓，外徑變小、壁厚變厚n因為變成微細的再結晶粒、強度高，所以即使施加内壓，該部分亦不會破裂。因此不會對耐壓傳熱容器的耐壓強度有很大的影響。藉由旋壓加工，加工端部5或熱影響部6的外徑並不變小’壁厚僅稍微變厚。但是’在抽拉後之母材管的狀態上，因為和上述的加工中央部4同樣地溶體化靈敏度遲鈍’所以Co、P等幾乎都良好地固溶著。然後，旋壓加工所致之升溫是500〜75〇t左右，所以在升溫過程中，c〇等原子的移動會在再結晶之前開始。進而，析出c〇、p、 Ni、Fe等微細析出物，而延緩再結晶化。本發明合金若是在700°C或750°C、十數秒或數秒下，則幾乎不會再結晶、不發生顯著的軟化。如此，在加工端部5或熱影響部6, 再結晶會受到阻礙。又，因為發生於再結晶之前的回復現象等所致之軟化’會藉由Co、P等的析出而約略抵銷，所以母材管的強度得以保持，而呈高強度。而且，導熱性會 48 200934883 藉由Co、P等的析出而提升。又’藉由旋壓加工後之350〜6〇〇t、1〇〜3〇〇分鐘的熱處理，Co、P等會析出而提升強度。同時，導熱性與習知的純銅系C1220相同。在加工中央部4中升溫至高溫的部分’雖然由於旋壓加工後之氣冷以致c〇、P等大多固溶，但因為Co、P等會藉由此熱處理而析出，所以可提升導熱性和強度。升溫至接近但未達高溫狀態（8〇(rc以上）的加工端部5或熱影響部6，在母材管時，原本很多的Co、p 等是處於固溶的狀態。因此，藉由此熱處理所致之析出硬化，在強度提升的同時，導熱性也提升。未受到加工熱的直管部7，原本顯著呈加工硬化，由於此熱處理而使基材軟化。但是，該軟化程度因為超過、或等同於析出所致之硬化程度，所以僅稍微軟化或具有相同程度的強度，直管部7的導熱性受到提升。又，因為加工變形可藉由熱處理而回復，所以延展性可提升。〇此熱處理，即使在旋壓加工前進行，也可獲得與在旋 *壓加工後進行者同樣的效果。又，即使不進行此熱處理，在旋壓加工後藉由將耐壓傳熱容器與其他構件進行銅焊或熔接，加工端部5或熱影響部6也會藉由該熱而獲得與進行熱處理者同樣的效果。不過’若考慮到旋壓加工或銅焊時的熱擴散’以加工之後進行熱處理者為佳。如此，有關本實施形態之高效能銅管，因為在抽拉後之母材管的狀態下，藉由加工硬化而可使強度升高，在約 7 5 0 C以下的溫度則幾乎未再結晶’所以即使壁厚變薄也可 49 200934883 進行高速旋轉的旋壓加工。進而，除了加工端部5之外的旋遷加工部分，因為再結晶而在旋壓加工時顯示良好的加工性。又’在旋麗加工後，加工中央部4因為再結晶粒徑小所以強度南。又，加工端部5或熱影響部6因為再結晶率：所以強度高。而且’因為c〇、p等藉由加工熱的影響而析出’所以可將旋壓加卫熱所致之軟化現象抑制於最小限度又’因為Co、p等藉由旋壓加工前或旋壓加工後之減理而析出，所以管材在受到強化的同時導熱性亦受到提升。如A ’因為顯示高強度、亦即高耐壓性能，所以相較於使用習知的C122G的情形’耐壓傳熱容器的壁厚可降至1/2至1/3’而降低耐壓傳熱容器的成本。又，因為耐壓傳熱容器的壁屋鐵键 m„,, 厚變溥、變得輕型，所以保持耐壓傳容器的構件也變少而可降低成本，，可謀求熱交換器部的小型化。 ❹ 接著，說明有關本實施形態之高效能銅管之變形例的步驟模式E。在本變形财，是在步龍式a之抽拉加工期間外k 50mm、壁厚3〇職的階段中，α 53代進行$ J時的再、”曰退火。然後，藉由冷間抽拉，作成外徑W軸、壁厚1.25mm之母材管，再藉由旋壓加工而擠壓為外徑 • 3mm壁厚13_。於表i6、p巾顯示本變形例和作為比較之步驟模式A的試驗結果。 [表 16] 50 200934883 [表 17]

合金編號步驟模式試驗編號析出物(加工中央部）維氏硬度 (HV) 導電率 (%IACS) 700°C20 秒維氏硬度 (HV) 再結晶率(％) 稍粒徑 nm 30to 以下直管部部 MX- 中央部直管部中央部部熱影 m m 馨部 Λ〇Χ- 端部熱影獅端部熱影 m ΛπΧ- 端部第2 發明合金 4 E 101 9 98 148 141 105 71 83 83 73 69 第4 發明合金 10 E 102 8 99 149 143 106 72 80 81 72 70 第2 發明合金 4 A 31 151 145 109 71 54 63 69 65 140 106 合金編號步驟模式試驗编號母材管尺寸擠壓口部尺寸耐壓強度再結晶率(％) 結晶粒徑析出物 (加工端部）外徑 mm 壁厚 mm 外徑 mm 壁厚 mm PI 0) PI (05%) Η (1%) 直管部部中央部熱辨部狀稍 (雜 jjaX. 中央部 jam 稍粒徑 ntn 3Qnm 以下 m 響部端部第2 發明合金 4 E 101 30 1.3 12 1.3 993 891 951 0 0 15 100 8 14 第4 發明合金 10 E 102 30 1.3 12 1.3 972 870 936 0 0 10 100 5 10 第2 發明合金 4 A 31 30 1.3 12 1.3 1032 939 990 0 0 10 100 5 14 再結晶退火後觀察冷間抽拉前的金屬組織，其均勻地

分散著具有Co、P而為2〜20nm之略呈圓形或略呈橢圓形之微細析出物、或全部析出物的90%以上為30nm以下之大小的微細析出物。财壓強度、再結晶率、維氏硬度也是和步驟模式A所得者相同或稍差之程度，並且也遠遠優於脫氧銅。又，其導電率顯示出與表3所示之C1220同樣高的值。這是因為藉由再結晶退火而析出P等所致。如此，因為即使在抽拉步驟期間加入熱處理步驟也可獲得良好結果，所以即使是動力較弱的抽拉設備也可用以製造。 51 200934883 在本實施形態之高效能銅管中’可獲得一種高效能銅管，其擠壓加工部之金屬組織的再結晶率是50%以下、或熱影響部之再結晶率是20%以下（參照表2、3之試驗編號 1〜11 ;表4、5之試驗編號21〜24;表6、7之試驗編號 31〜35;表8、9之試驗編號41〜55等）。又，可獲得一種高效能銅管，其擠壓加工部在以700 °C加熱20秒後之維氏硬度（HV )值是90以上、或是加熱 ^ 前之維氏硬度值的80%以上（參照表2、3之試驗編號1〜 3 ;表6、7之試驗編號31 ;表8、9之試驗編號41〜43、 46、49〜5 1 等）》又’可獲得一種高效能銅管，其破裂壓力指數PIB之值是600以上（參照表2、3之試驗編號1〜η;表4、5 之試驗編號21〜24;表6、7之試驗編號31〜35;表8、9 之試驗編號41〜55等）。又’可獲得一種高效能銅管，其〇5%變形壓力指數 ® Ρΐ()·5%之值是以上、或1%變形壓力指數ρΙι%之值是350 β上（參照表2、3之試驗編號丨〜丨丨；表4、5之試驗編鏡21〜24;表6、7之試驗編號31〜35;表8、9之試驗編號41〜55等）。又，可獲得一種尚效能鋼管，其在擠壓加工前之金屬叙織中，均勻地分散著具有c〇、p而為2〜2〇nm之略呈圓形或略呈橢圓形之微細析出物、或全部析出物的9〇〇/。以上為30nm以下之大小的微細析出物（參照表i6、之試驗鵠號 101、102)。 52 200934883 又，可獲得一種高效能銅管，六在擠屢加工後、或斑其他鋼管銅焊後之加工端令央部的金屬組織中，均勻地分散著具有Λ Ρ而為2〜20nm之略呈圓形或略呈橢圓形之微細析出物、或全 _ ^ ^ 次王0^析出物的9〇%以上為30nm 以下之大小的微細析出物（參昭 ^ 1Λ . ± 爹…表2、3之試驗編號1、3、 7、10，表8、9之試驗编妹4 锹編唬 43、44、46、49;表 12、13 之試驗編號81〜84、88〜主η ❹ 〜213等），表14、15之試驗編號201 又’可獲得一種高效能細答妣日士同效旎銅管，其加工中央部的金屬組織具有再結晶，其結晶粒徑是曰租仕疋3〜35# m (參照表2、3之试驗編號1〜11;表4、ς_^_ν〇»*Α 5之试驗編號21〜24;表6、7之试驗編號31〜35;表g、q +Α 之5式驗編號41〜55等）。 (第一實施形態）㉟明有關本發明之第二實施形態之高效能銅管。在本 :實施形態中，與第一實施形態不同的是，藉由型锻加工、冷旋壓、報軋成形等冷間擠壓加工來取代旋壓加工’以製作耐壓傳熱容器。 (實施例）作/、第實施开> 態之實施例相同的高效能銅管，藉 V門擠壓加:L製作耐壓傳熱容器。製作成的_壓傳熱容器疋每-製造條件準備3個。3個容器之中，2個是將擠壓&^ 3的一端藉由磷銅焊料（7質量％之p_Cu)而接續於耐麗錢之黃鋼製治具，另—端則以磷銅焊料密閉。對 53 200934883 於此2個容器之中的一個，調查其金屬組織、維氏硬度、導電率等各特性；另一個則是調查其耐壓強度。剩餘的1 個，則不進行銅焊，而直接就其耐壓傳熱容器的狀態，將相當於加工端部5、及熱影響部6的部分切出，於加熱至 700°C之鹽浴中浸潰20秒後取出並加以氣冷。然後，測定維氏硬度和再結晶率。自此700°C、加熱20秒後之維氏硬度和再結晶率、及上述之耐壓強度，評價其耐熱性。表1 8、 ' 19是表示藉由這些方法所製作之耐壓傳熱容器的結果。❹ [表 18] ❹ 合金編號步驟内容試驗編號母材管尺寸擠壓口部尺寸耐壓強度再結晶率(％) 結晶粒徑外徑 mm 壁厚 mm 外徑 mm 壁厚 mm Η ⑻ Η (05%) PI (1%) 直管部部中央部熱辨部狀稍 (罐城刺中央部 βΐΆ 熱影響部 jpj- 端部第1 發明合金 1 冷旋壓成形 111 50 1 14.3 1.1 1035 965 1000 0 0 20 100 10 14 第4 發明合金 10 冷旋壓成形 112 50 1 14.3 1.1 1075 1010 1055 0 0 20 100 10 10 23 冷旋壓成形 113 50 1 14.3 1.1 530 205 260 0 100 100 100 100 80 C1220 31 冷旋壓成形 114 50 1.5 16 1.5 443 117 153 0 100 100 100 100 120 第2 發明合金 4 壓出後熱處理、冷旋壓成形 115 30 1 12.5 1.1 1056 990 1041 第4 發明合金 10 冷旋壓成形+ 熱處理 116 50 1 14.3 1.1 1085 1000 1055 0 0 20 100 10 10 10 加熱910°C、冷旋壓成形 117 50 1 14.3 1.1 1110 1050 1075 0 0 15 100 8 7.5 第4 發明合金 8 型鍛 121 50 1 14.3 1.1 960 900 930 0 0 30 100 15 12 C1220 31 型鍛 122 50 1.5 16 1.5 437 120 163 0 100 100 100 100 120 第2 發明合金 4 壓出後熱處理、型鍛 123 30 1 12.5 1.2 1032 969 1014 第4 發明合金 8 加熱910°C、型鍛 124 50 1 14.3 1.1 1010 940 970 0 0 20 100 10 10 54 200934883 第1 發明 3 輥軋成形 131 50 1 27.8 1.4 1215 1160 1195 合金 [表 19] 合金編號步轉内容試驗編號析出物(加工中央部) 維氏硬度 (HV) 導電率 (%IACS) 700°C20 秒維氏硬度 (HV) 再結晶率(％) 稍粒徑 ran 30ntn 以下直管部部中央部直管部部中央部熱影響部熱影響部端部熱影料 Λπΐ- 端部 m m 端部第1 發明合金 1 冷旋壓成形 111 12 98 150 135 113 73 52 64 71 67 134 134 0 第4 發明合金 10 冷旋壓成形 112 11 98 152 139 115 72 52 63 70 69 136 135 0 ttm 23 冷旋壓成形 113 123 57 51 45 61 69 71 68 56 55 100 C1220 31 冷旋壓成形 114 98 41 38 35 85 87 87 87 42 41 100 第2 發明合金 4 壓出後熱處理、冷旋壓成形 115 第4 發明合金 10 冷旋壓成形+熱處理 116 149 138 114 76 78 78 76 72 137 136 0 10 加熱910°C、冷旋壓成形 117 155 144 122 76 47 60 69 70 141 140 0 第4 發明合金 8 型鍛 121 145 131 108 69 54 64 71 68 132 131 0 C1220 31 型鍛 122 96 42 39 34 85 87 87 87 41 42 100 第2 發明合金 4 壓出後熱處理、型鍛 123 第4 發明合金 8 加熱910°C、型鍛 124 147 134 112 72 50 61 70 68 134 135 0 第1 發明合金 3 輥軋成形 131 將各製造條件表示如下。 (1)試驗編號111〜114是將藉由步驟模式A的母材管進行冷旋壓加工。試驗編號111、112則分別是使用合金編號1、10的發明合金，試驗編號113則是使用合金編號 55 200934883 23的比較用合金，試驗編號U4則是使用ci22〇。試驗編號115是使用合金編號4之發明合金，將藉由上述步驟模式E之母材管進行冷旋壓加工。試驗編號116是在上述試驗編號112之後以46(rc進行5〇分鐘的熱處理。試驗編號 117疋使用合金編號1〇之發明合金，將步驟模式a中鑄塊加熱溫度設作91(TC之母材管進行冷旋壓加工。，（2)試驗編號121、122是將藉由步驟模式a之母材管進行型鍛加工。試驗編號121是使用合金編號8之發明合金，試驗編號122則是使用cl22〇。試驗編號123是使 2合金編號4之發明合金，將藉由上述步驟模式E之母材官進行旋壓加工。試驗編號124是使用合金編號8之發明〇金，將步驟模式A甲鑄塊加熱溫度設作它之母材管進行旋壓加工》 (3)試驗編號131是使用合金編號3之發明合金，將藉由步驟模式Α之母材管進行輥軋成形加工。 _ 藉由這些加工方法所製作之擠壓銅管（耐壓傳熱容器） *的形狀，雖然和以旋壓加工製作者相同，但和旋壓加工不 -同的是，擠壓管部的壁厚和加工前幾乎沒有差異。亦即，因為厚度並不變厚，所以比起以旋麼加工所製作的耐麗傳熱容器，其與配管用銅管之接合、也就是銅焊所致之熱影響較大。比起以旋壓加工所製作者，使用Cl22〇並以冷旋 f加工或型鍛來擠壓之銅管（耐壓傳熱容器）的耐壓強度疋與其相同程度或甚而較低。因為擠壓部和母材管的厚度並無差異，所以靠近藉由銅焊與其他配管等接合之接合部 56 200934883 的擠壓加工部8,其溫度會特別上升、結晶粒會粗大化。因為耐壓強度是受到外徑和厚度所影響，所以相當於旋壓加工中加熱端部或熱影響部之部分，其溫度會因為銅焊之熱影響而上升。發明者認為，其結果將發生再結晶、然後結晶粒粗大化，以致於耐壓性不良。另一方面，該發明合金的情況下，靠近接合部之擠壓管部3雖然在銅焊時會因約800。(：的高溫而再結晶，但因瘳為結晶粒細小、直徑小，所以耐壓試驗時在接合部附近並無破壞。加工端部5雖然溫度會上升至約75〇°c、發生軟化，但因保持高強度、材料直徑小，所以並無破壞。熱影響部6雖然會升至約700t、基材稍微軟化，但幾乎未再結晶。耐壓傳熱容器因内壓而破裂的情況中，大多都是破裂在此熱影響部6。發明者認為，因為耐壓強度受外徑所影響，而加工端部5、熱影響部6的強度與擠壓加工之加工端部5、熱影響部6具有同等的強度，所以其耐壓強度 ❹ 遠遠高於C1220。 • 銅焊後之該發明合金’與以旋壓加工製作而具相同組成的耐壓傳熱容器相同，各部位的維氏硬度高、相當於加工端部5之部分的未再結晶率低。在700〇c加熱2〇秒後之維氏硬度，任一發明合金均是130以上，相對於此，C1220 約是40。另外，合金編號13的比較用合金，若加熱至7〇〇 C也全部發生再結晶，維氏硬度亦低。如此，在以冷旋壓成形等所製作的耐壓傳熱容器中，發明合金具有優良的耐熱性。以700。(：加熱後之熱影響部的金屬組織，因為均為 57 200934883 〇%的再結晶率，亦卽盔去$ & J即為未再結晶狀態’所以保持著高耐熱性、高耐壓性。本發月σ金，因為是具有高強度、同時又富於延展性的材料’可較谷易地藉由這些型锻加工、冷旋塵加工等冷 ^擠壓加工而成形為擠壓銅管。在這些加工方法中，因為歲乎未發熱，所以耐壓傳熱容器是遍及全體而呈與第一實 .施形態之对壓傳熱容器的直管部7同樣的特性。然後，即 ❹使進行銅焊’相當於熱影響部6的部分也幾乎不會再結晶，相當於加工端部5的部分則再結晶率為1〇〜3〇%而亦保持兩強度。因此，任一耐壓傳熱容器均顯示與以旋壓加工製作之擠壓銅管同等的高耐壓強度。又，即使是旋壓加工，若是擠壓加工程度小而發熱少的情況下，也會變成與這些冷間加工相同的結果。如此，本發明合金也可藉由冷間加工而製作耐壓傳熱容器，並顯示良好的特性。在本實施形態之高效能銅管中，可獲得一種高效能銅 ® 管’其擠壓加工部之金屬組織的再結晶率是50%以下，或熱影響部之再結晶率是20%以下（參照表18、丨9之試驗編 " 號 U1、112、116、117、121、124)。又，在表20中’作為第二實施形態之變形例而表示出將藉由冷間加工來將端部加工的2個母材管予以銅焊而製作之耐壓傳熱容器的試驗結果。 [表 20] __| .— 號步驟内容 mm號耐壓強度 PUB) PI (0.5%) PI (1%) 第4發明合金 10 銅焊 141 902 842 886 58 200934883 第3發明合14 鋼焊 142 970

第圖，疋表示此对壓傳熱容器的側剖步驟模式A而製作之外徑25mm、宁於藉由雙厚2mm和外徑壁厚^之母材管’以55〇t進行4小時的二、退火。退火後，將外徑25咖之母材管抽拉為外徑129二壁厚1.6mm，再切斷為長度25m 咏 ,L 將端藉由壓製加工而 e 擴，、作成外徑為22.5_。又，外徑5〇_之母材管則在退火後抽拉為外徑30mm、壁厚125mm，切斷為長度 BOmm冑’將兩端藉由壓製加工而擠壓。然後，將外： 22.5mm的2個管的相同端，藉由鋼焊而接合、製作成耐壓傳熱容器。製作成之耐壓傳熱容器，顯示出高耐壓強度。如此，本發明合金即使在冷間加工後進行銅焊，也有高耐壓強度。另外’本發明不限於上述各種實施形態之結構，在不 _ 變更發明之意旨的範圍内，可有多種變化形態。例如，亦 , 可進行管壓延來代替抽拉以使管變細。又，亦可進行不伴 .. 隨大量發熱的旋壓加工、在冷間之引縮（ironing)、藉輥或壓機（press)之成形來代替型鍛加工。又，亦可進行熔接來代替銅焊》又，耐壓傳熱容器的形狀不限於將管的一端或兩端擠壓的形狀。例如擠壓部亦可是呈2段般的形狀。本申請是基於曰本專利第2007-331080號申請案而主張優先權。參照該申請之全部内容而組織成為本申請。 59 200934883 【圖式簡單說明】第1圖是耐壓傳熱容器的側剖面圖。第2圖是有關本發明之第—實施形態的耐壓傳熱容器的製作步驟圖。第3圖中’（a)是同一耐壓傳熱容器之加工中央部的金屬組織照片，（b)是加工端部的金屬組織照片，（〇是熱影響 x 部的金屬組織照片’（d)是直管部的金屬組織照片，（e)是習 φ 知之耐壓傳熱容器之加工中央部的金屬組織照片，（f)是加工端部的金屬組織照片’（g)是熱影響部的金屬組織照片， (h)是直管部的金屬組織照片。第4圖中’（a)是同一耐壓傳熱容器之加工中央部的金屬組織照片，（b)是加工端部的金屬組織照片。第5圖是有關本發明之第二實施形態的變形例中，耐壓傳熱容器的側剖面圖。〇【主要元件符號說明】 1 耐壓傳熱容器 3 擠壓管部 5 加工端部 7 直管部 2 母材管部 4 加工中央部 6 熱影響部 8 擠壓加工部

Claims

200934883 七、申請專利範圍. 1. 一種高強度、高熱傳導銅合金管，其特徵為：其合金組成係含有0.12〜0.32質量％之鈷（Co)、〇·〇42 〜0.095質量％之磷（Ρ)、0.005〜0.30質量％之錫（Sn)，其中 Co的含量[(：〇]質量％和P的含量[P]質量％之間具有3.0客 ([Co] — 0.007) /( [P] — 0.00 8 ) $ 6.2 的關係，且剩餘部分是由鋼（Cu)及無法避免之雜質所構成，並施以擠壓加工。 2· —種高強度、高熱傳導銅合金管，其特徵為：其合金組成係含有0·12〜0.32質量％之鈷（Co)、0.042 〜〇·〇95質量％之磷（p)、0.005〜0.30質量％之錫（Sn)，且含有0.01〜0.15質量％之鎳（Ni)、或0.005〜0.07質量％之鐵 (Fe)的任一種以上，其中c〇的含量[Co]質量％、Ni的含量 [Νι]質量％、Fe的含量[Fe]質量％和P的含量[p]質量％之間具有 3.0$ ([cw+o.MxWu+o uxfFej—o oo?) / ([p] ^ ~ 〇.008 )各 6.2 及 0.015S 1.5X[Ni]+ 3x[Fe]g [Co]的關係， - 且剩餘部分是由銅（Cu)及無法避免之雜質所構成，並施以 ' 擠壓加工。 .如申請專利範圍第1項所述之高強度、高熱傳導銅合金6 ，其中進而含有0,001〜〇·5質量％之鋅（zn)、〇〇〇1〜 0.2質量％之鎂（Mg)、0.001〜（M質量。/0之鍅（Zr)的任一種以 200934883 4. 如申請專利範圍第2項所诚夕古改电一 πW迷之间強度、高熱傳導銅合金管，Pit而含# 〇.〇〇1〜0.5 f量％之辞（Ζη)、〇〇〇1〜 0.2質㈣之鎮（Mg)、0.00 i〜〇. i質量％之鍅（ζ〇的任一種以上0 • 5. Μ請專利範圍第i項至第4項中任—項所述之高強 ❹度、高熱傳導銅合金管，其中施以前述擠壓加工後之掛壓加工部的金屬組織的再結晶率是5〇%以、，或熱影響部的再結晶率是20%以下。 6.如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高強度、高熱傳導銅合金管，其中施以前述擠壓加工後之擠壓加工部，於700°C加熱20秒後的維氏硬度（HV)值是9〇以上、或是加熱前之維氏硬度值的8〇%以上。 ❹ 二7.如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高強 * 度、高熱傳導銅合金管，其中前述擠壓加工是旋壓加工，且施以該旋壓加工後之擠壓加工部的金屬組織的再結晶率是50%以下。 8·如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高強度、高熱傳導銅合金管’其中前述擠壓加工是冷間擠壓加工’且在端部與其他銅管銅焊後，該施以冷間擠壓加工後 62 200934883 之擠壓加工部的金屬級織的再結晶率是50%以下、或熱影響部的再結晶率是2〇%以下。 9.如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高強度、高熱傳導鋼合金管，其中將未施以前述擠壓加工之直管部的外徑設為D(inm)、壁厚設為T(mm)、施加内壓直至破裂時的壓力設作j>b( MPa )時，（PbxD/ T )之值是6〇〇 ί 以上。 ❹ 10·如申請專利範圍第丨項至第4項中任一項所述之高強度、高熱傳導銅合金管，其中將未施以前述擠壓加工之直管部的外徑設為D(mm)、壁厚設為T(mm)、施加内壓直至前述外徑變形0.5%時的壓力設作〇5%變形壓力 (MPa)時’（p〇5%xD/T)之值是3〇〇以上，或是將前述外徑變形1%時的遷力設作1%變形壓力Pi%(Mpa)時， φ xD/T)之值是350以上。一、 ♦ ，II·如中請專利範項至第4項中任―項所述度、高熱傳導鋼合金管，其中前述擠麼加工前、擠廢加工後、或與其他鋼管銅焊後之加工端部及加工中央部的金屬組織，均勻地分散著具有Co、P且杲9 ΟΛ 疋2〜2〇nm而略呈圓形或略呈循圓形的微細析出物、或均句地分散著全部析出物之90%以上是30nm以下之大小的微細析出物。 63 ❹ ❿ 200934883 12. 如申請專利範圍第〗項至第4項中任一項所述之高強度、尚熱傳導銅合金管，其中施以前述擠壓加工後之加工中央部的金屬組織有再結晶，其結晶粒徑是3〜35#爪。 13. 如申請專利範圍第i項至第4項中任一項所述之高強度、高熱傳導鋼合金管，其是作為熱交換器之龍傳熱容器而使用。 ~ 14. 一種如申請專利範圍第1項至第4項令任一項所述之高強度、高熱傳導銅合金管的製造方法，其包含熱間壓出、或：間管壓延’前述熱間壓出前之加熱溫度、或熱間管麗延別之加熱溫度、或壓延時之最高溫度是77〇n 熱間壓出、或自熱間管壓延後之管的溫度i 600t為止的冷卻速度是1G〜鳩以秒，藉由其後之冷間管壓延咬抽拉而以70%以上之加工率加工後，施以擠壓加工。抽 15. 如申請專利範圍第14項 ^ 金管的製造m巾-擠壓加傳導鋼合 16·如申請專利範圍第14項所述丄金管的製造方法，纟中前述〗同熱傳導鋼合與冷間管歷延及抽拉中的… I冷間擠壓加工’且 70%以上。的7間加工所合計之冷間加工率是 64 200934883 17. 如申請專利範圍第14項所述之高強度、高熱傳導銅合金管的製造方法，其施以銅焊加工或熔接加工。 18. 如申請專利範圍第14項所述之高強度、高熱傳導銅合金管的製造方法，其中在前述擠壓加工前或前述擠壓加工後，施以350〜600°C、1〇〜300分鐘之熱處理。

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