(第1の実施形態)
 本発明の第1の実施形態に係る高機能銅管に ついて説明する。本発明では、請求項1乃至� �求項4に係る高機能銅管における合金組成の� ��金(以下、それぞれを第1発明合金、第2発明� ��金、第3発明合金、第4発明合金という)を提� ��する。本明細書における合金組成において� ��[Co]のように括弧付の元素記号は当該元素の 含有量値を示すものとする。また、第1乃至� �4発明合金を総称して発明合金とよぶ。

 第1発明合金は、0.12~0.32mass%(好ましくは0.13~0 .28mass%、より好ましくは0.15~0.24mass%)のCoと、0. 042~0.095mass%(好ましくは0.046~0.079mass%、より好� �しくは0.049~0.072mass%)のPと、0.005~0.30mass%(好ま� ��くは0.01~0.2mass%、より好ましくは0.03~0.16mass%� ��又は、特に高い熱伝導性が必要な場合は、0 .01~0.045mass%)のSnとを含有し、Coの含有量[Co]mass %とPの含有量[P]mass%との間に、
 X1=([Co]-0.007)/([P]-0.008)
として、X1が3.0~6.2、好ましくは、3.2~5.7、よ� �好ましくは3.4~5.1、最適には3.5~4.6の関係を有 し、かつ残部がCu及び不可避不純物からなる� ��金組成である。

 第2発明合金は、Co、P、Snの組成範囲が第1発 明合金と同一であり、かつ0.01~0.15mass%(好まし くは0.02~0.12mass%、より好ましくは0.025~0.09mass%) のNi、又は0.005~0.07mass%(好ましくは0.008~0.05mass% 、より好ましくは0.015~0.035mass%)のFeのいずれ� �1種以上を含有し、Coの含有量[Co]mass%とNiの含 有量[Ni]mass%とFeの含有量[Fe]mass%とPの含有量[P] mass%との間に、
 X2=([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)
として、X2が3.0~6.2、好ましくは、3.2~5.7、よ� �好ましくは3.4~5.1、最適には3.5~4.6の関係を有 し、かつ、
 X3=1.5×[Ni]+3×[Fe]
として、X3が0.015~[Co]、好ましくは、0.035~(0.9× [Co])、より好ましくは0.05~(0.8×[Co])の関係を有 し、かつ、残部がCu及び不可避不純物からな� ��合金組成である。

 第3発明合金は、第1発明合金の組成に、0. 001~0.5mass%のZn、0.001~0.2mass%のMg、0.001~0.1mass%のZ rのいずれか1種以上をさらに含有した合金組� ��である。

 第4発明合金は、第2発明合金の組成に、0. 001~0.5mass%のZn、0.001~0.2mass%のMg、0.001~0.1mass%のZ rのいずれか1種以上をさらに含有した合金組� ��である。

 次に、各添加元素の添加理由を説明する� ��Coは、単独の添加では高い強度及び耐熱性� �は得られない。しかし、P、Snとの共添加で� �・電気伝導性を損なわずに、高い強度及び� �熱性が得られる。Co単独では、強度が多少向 上する程度であり顕著な効果はない。Co量の� ��限(0.32mass%)以上では前記の効果が飽和し、� �温変形抵抗が高くなり、さらにスピニング� �工での絞り加工性が低下し、また、熱・電� �伝導性が低くなる。Co量の下限(0.12mass%)以下� ��は、P、Snと共添加しても強度及び耐熱性を� ��める効果が得られない。

 PはCo、Snとの共添加で熱・電気伝導性を� �なわずに高い強度及び耐熱性が得られる。P� ��独では、湯流れ性や強度を向上させ、結晶� ��を微細化させる。P量の上限(0.095mass%)以上で は、前記効果が飽和し、熱・電気伝導性が損 なわれ始める。また、鋳造時や熱間圧延時に 割れが生じ易くなり、また、曲げ加工性が悪 くなる。P量の下限(0.042mass%)以下では、強度� �び耐熱性の効果が得られない。

 上述したCo、Pの関係式を満足することを� ��提に、Co:0.12mass%以上、P:0.042mass%以上で耐熱� ��、耐圧強度が向上する効果を発揮し始める� ��添加量が増すに従ってこれらの効果は向上� ��る。好ましくはCo:0.13mass%以上、P:0.046mass%以� ��、より好ましくはCo:0.15mass%以上、P:0.049mass%� ��上である。一方、Co:0.32mass%、P:0.095mass%を超� ��て添加すると前記効果が飽和するばかりで� ��く、熱間での変形抵抗が高くなる。さらに� ��押出やスピニングの加工に問題が生じ、延� ��も低下し始める。従って、Co:0.28mass%以下、P :0.079mass%以下が好ましく、より好ましくはCo:0 .24mass%以下、P:0.072mass%以下である。

 CoとPを主体とする析出物だけではマトリ� ��クスの耐熱性は不十分である。しかし、Sn� �添加によりマトリックスの耐熱性が向上し� �特にマトリックスの軟化温度や再結晶化温� �を上昇させる。それと同時に、強度、伸び� �曲げ加工性を向上させる。そして、スピニ� �グ加工等の熱間加工時に生じる再結晶粒を� �細化し、Co、P等の溶体化感受性を鈍くする� �また、CoとPを主体とする析出物を微細に均� �分散させる効果もある。Sn量の上限(0.30mass%)� ��上では、熱・電気伝導性の低下、熱間変形� ��抗が高くなり熱間での管押出や絞り等の加� ��が困難になる。好ましくは、0.2mass%以下で� �り、より好ましくは0.16%以下、さらに好まし くは、0.095mass%以下である。特に、高い熱伝� �性が要求される場合は0.045mass%以下が良い。S n量の下限(0.005mass%)以下では、マトリックス� �耐熱特性が低下する。

 高い耐圧強度、耐熱性を得ると共に、さら� ��高い熱・電気伝導性を得るには、Co、Ni、Fe� ��及びPの配合割合が非常に重要になる。Co、N i、Fe、及びPが化合した析出物、例えばCo _x P _y 、Co _x Ni _y P _z 、Co _x Fe _y P _z 等の平均粒径が2~20nmの略円形、又は略楕円形 の微細析出物が均一に分散しており、又は全 ての析出物の90%以上が30nm以下の大きさの微� �析出物であって均一に分散させることによ� �、800℃に加熱してもそれらの析出物によっ� �結晶粒成長が抑制され、結果として高強度� �得ることができる。又は、それらの析出硬� �により高強度を得ることができる。さらに� �、これらの元素が固溶状態にある場合にあ� �ても、高温での加工中、又は他の配管との� �う付けによる接合中に、短時間で、それら� �析出物が微細に分散して析出するので、再� �晶化が遅れ、再結晶温度が上昇し、耐熱性� �向上する。そして、絞り加工中等で、本発� �の高機能銅管が800℃、又はそれ以上の温度� �加熱されると、マトリックスは再結晶する� �、Co、P等の析出物により、再結晶粒の成長� �抑制されるので、再結晶粒は微細なままで� �る。一方、600℃から700℃に昇温された場合� �Co、P等の微細な析出物による析出硬化と固� �硬化により、素管製造過程、さらに絞り銅� �製造過程で冷間加工を施した本発明の高機� �銅管の強度は高い。尚、上述した平均粒径� �、2次元の平面である観察面において計測さ� ��た長さである。また、本明細書でいう析出� ��には鋳造段階で生じた晶出物は当然に除か� ��ている。

 Co、P、Fe、Niの含有量は、次の関係を満足し なければならない。Coの含有量[Co]mass%と、Ni� �含有量[Ni]mass%と、Feの含有量[Fe]mass%と、Pの� �有量[P]mass%との間に、
 X1=([Co]-0.007)/([P]-0.008)
として、X1が3.0~6.2、好ましくは、3.2~5.7、よ� �好ましくは3.4~5.1、最適には3.5~4.6でなければ ならない。このX1が6.2を超えると熱伝導性が� ��なわれ、耐圧強度、耐熱性も損なわれる。� ��方、X1が3.0以下であると、特に延性が悪く� �り、鋳造時や熱間で割れやすくなる。また� �間変形抵抗が高くなり、耐圧強度、耐熱性� �熱伝導性も損なわれる。また、Ni、Fe添加の� ��合には、
 X2=([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)
として、X2が3.0~6.2、好ましくは、3.2~5.7、よ� �好ましくは3.4~5.1、最適には3.5~4.6でなければ ならない。X2が6.2を超えると、耐熱性が不十� ��となり、再結晶温度が低下し、昇温時の結� ��粒成長を抑制できなくなる。このために、� ��り加工後の耐圧強度が得られず、また熱・� ��気伝導性も低下する。X2が3.0以下では、熱� �電気伝導性の低下を招き、延性が損なわれ� �。耐圧強度も低くなる。

 また、Co等の各元素の配合比率が化合物で� �構成比率と同一であっても全て化合するも� �ではない。上述した式において([Co]-0.007)は� �Coが0.007mass%分固溶状態で残存することを意� �し、([P]-0.008)はPが0.008mass%分固溶状態でマト� ��ックスに残留することを意味する。そして� ��析出物の結合に与るCoとPは、概ね質量比で� ��4:1又は約3.5:1であると、析出物の化合状態� �好ましいものになる。その析出物は、例え� �、Co ₂ P、Co _2.a P、Co _x P _y で表わされる。ただし、これらの化合状態や 固溶状態は、温度や加工率等の加工条件によ って変動する。これらを鑑みて、数式X1の限� ��範囲が設定される。限定範囲を超えると、C o、Pが化合物に与らず固溶状態になる、又は� ��的とするCo ₂ P、Co _2.a P等の化合状態とは異なった析出物になり、� �い強度、良好な熱伝導性又は優れた耐熱性� �得られなくなる。

 Fe、Niの元素の単独での添加は、耐熱性、強 度等の諸特性向上に余り寄与せず、電気伝導 性を低下させるが、Fe、Niは、CoとPとの共添� �の基においてCoの機能を一部代替する。上述 した数式([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)において� �[Ni]の係数0.85と、[Fe]の係数0.75は、CoとPとの� ��合を1とした場合に、Ni又はFeがPと結合する� ��合を表したものである。そして、析出物の� ��合に与る([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe])と[P]の比率は 、概ね約4:1又は約3.5:1であると、析出物の化� ��状態は好ましいものになる。その析出物は� ��前記のCo ₂ P、Co _2.a P、Co _x P _y でCoの代わりにNi、Feで一部置換されたCo _x Ni _y P _z 、Co _x Fe _y P _z 等で表される。ただし、これらの化合状態や 固溶状態は、温度や加工率等の加工条件によ って変動する。これらを鑑みて、数式X1と同� ��にX2の限定範囲が設定される。限定範囲を� �えると、Co、Ni、Fe、Pが化合物に与らず固溶� ��態になる、又は目的とするCo ₂ P、Co _2.a Pの化合状態とは異なった析出物になり、高� �強度、良好な熱伝導性又は優れた耐熱性が� �られなくなる。

 一方、銅に他の元素を添加すると導電率� ��悪くなる。また、熱伝導性と電気伝導性は� ��ね同じ比率で変動する。例えば、一般に純� ��にCo、Fe、Pを0.02mass%単独添加しただけで、� �・電気伝導性が約10%低下する。一方、Niを0.0 2mass%単独添加すると、熱・電気伝導性は約1.5 %低下する。Co等の各元素の含有量が適正比率 から離れ、固溶状態になると熱・電気伝導性 が明らかに低下する。

 Niは、上述したように固溶状態になって� �CoやPの固溶状態と比べて熱伝導性への影響� �軽微である。また、NiのPとの結合力は、Feや CoのPとの結合力と比べて弱い。従って、上述 した式([Co]+0.85×[Ni]+0.75×[Fe]-0.007)/([P]-0.008)の� �が3.0~6.2の中心から大きいほうにずれても、F e、Coが先にPと結合し、Niが固溶するので、電 気伝導性の低下を最小限に留める。しかし、 Niを過剰(0.15mass%以上や数式(1.5×[Ni]+3×[Fe]≦[Co ])を越える量)に添加すると、析出物の組成が 徐々に変化し、耐圧強度、耐熱性が損なわれ ると同時に熱伝導性が低下する。

 Feは、CoとPとの共添加において、微量の� �加で耐圧強度、耐熱性の向上をもたらす。� �だし、Feを過剰(0.07mass%以上や数式(1.5×[Ni]+3× [Fe]≦[Co])を越える量)に添加すると、析出物� �組成が徐々に変化し、耐圧強度、耐熱性が� �なわれると同時に熱伝導性が低下する。絞� �加工後の金属組織、又は、当該絞り加工を� �された銅管を他の銅配管と接合した後の金� �組織は、Co、Pを有する2~20nm、すなわち平均� �径で2~20nmの略円形又は略楕円形の微細析出� �が均一に分散しており、又は全ての析出物� �90%以上が30nm以下の大きさの微細析出物であ� ��て均一に分散しているので、本発明の高機� ��銅管は、高い耐圧強度を有する。

 Zn、Mg、Zrは、Cuのリサイクル過程で混入� �るSを無害化し、中間温度脆性を低減させ、� ��性と耐熱性を向上させる。また、Zn、Mg、Zr� ��、合金を強化し、かつ、Co、Pの均一析出を� ��進させる作用を持つ。また、Znは半田濡れ� �、ろう付け性を改善する。但し、Znは前記の 効果があるが、製品製造環境や使用環境で、 例えば、200℃以上の高温で真空下、又は不活 性ガス下等で、製造され、又は使用される場 合、Znが雰囲気に気化して装置等に蒸着し、� ��題となる場合がある。この様な場合、第1~4� ��明合金において、Znは0.05mass%未満に設定さ� �るべきである。

 次に熱間押出で作られる高機能銅管の製� ��工程を説明する。尚、本発明は、他の素管� ��造方法、すなわち円筒状の連続鋳造物から� ��塑性加工による発熱を利用して熱間状態に� ��る管圧延による方式や、マンネスマン方式� ��素管を得て前述の如く冷間で求める寸法の� ��材を得る方法にも適用される。上述した組� ��の鋳塊を770~970℃に加熱後、熱間押出をする 。鋳塊の加熱温度は、800~970℃がよく、850~960� ��がより好ましい。下限の温度は、鋳塊の組� ��を破壊し、熱間加工組織にすること、押出� ��の変形抵抗を低くすること、そしてCo、Pを� ��溶状態にするために必要である。その効果� ��一層高めるために、下限の温度は、好まし� ��は、800℃以上であり、より好ましくは850℃� ��上である。970℃を超えると、熱間押出時の� ��的再結晶又は加工直後の静的再結晶により� ��押出素管の結晶粒が粗大化する。また、Co� �Pの固溶状態は飽和に達し、加熱に使われる� ��ネルギーも無駄である。

 さらに、スピンニング加工や他の配管等� ��のろう付けによる接合を考えた場合、本願� ��課題と一見矛盾するようであるが、加工前� ��銅管の熱伝導性は悪い方が良い。なぜなら� ��スピニング加工の場合、変形量の大きい加� ��中央部4において加工熱が熱拡散せずに高温 を保つ方が変形抵抗が小さくなり、より大き な変形が容易に行なえる。耐圧性能に効いて くるのは、径の大きな加工端部5や熱影響部6� ��強度であるので、これらの部位への熱拡散� ��少ない方が良い。さらに、接合時のろう付� ��において熱伝導性が良いと、絞り加工部8全 体が加熱されるので、加工端部5や熱影響部6� ��温度が上がってしまう。耐圧伝熱容器の形� ��によっては、熱伝導性と正の相関がある導� ��率において、加工前の銅管の導電率は60%IACS 以下がよい。

 押出し後の600℃までの冷却速度は10~3000℃ /秒とする。Co等が固溶したまま、つまりほと んどCo等が析出しない方が熱間押出後の抽伸� ��の冷間加工がし易いので、冷却速度は速い� ��うが好ましい。しかし、本発明合金の場合� ��強制空冷での冷却速度である例えば30℃/秒� ��も、Co等は冷却過程で余り析出しない。よ� �て、好ましい冷却速度は、30℃/秒から3000℃/ 秒である。

 熱間押出後に冷間の圧延、又は抽伸を繰り� ��して素管にする。この冷間加工の加工率は7 0%以上とする。加工率を70%以上にすることで� ��加工硬化によって約450N/mm ² 以上の引張強度を得ることができる。この強 度は、従来使用しているりん脱酸銅C1220より� ��約30%高い。そして、抽伸等によって得られ� ��素管にスピニング加工等を行って耐圧伝熱� ��器を製造する。スピニング加工は、素管の� ��径や肉厚等によって異なるが、数秒から10� �秒程度で行なわれる。形状の精度を良くす� �ために、スピニング加工の後、管の先端は10 秒程度、ダイス又はローラーに押し付けられ る。こうして得られた耐圧伝熱容器はこのま ま使用してもよいが、スピニング加工後に350 ~600℃、10~300分の熱処理を行ってもよい。尚� �この熱処理は、時間と温度の関係において� �時間をt(分)、温度をT(℃)とすると、
 6.4≦T/80+logt≦8.4
を満足することが望ましく、最適には、
 6.5≦T/80+logt≦8.0
を満足することが望ましい。
 この熱処理は、マトリックスに固溶してい� ��Co、P等を析出させて、強度、延性、特に熱� ��導性を向上させることを目的としている。� ��度や時間が不十分であると析出しないので� ��果がなく、また、温度や時間が過剰である� ��、合金が再結晶して強度が低下する。尚、� ��の熱処理は、スピニング加工の後に行うの� ��望ましいが、スピニング加工前に行っても� ��果がある。

 また、耐圧伝熱容器の製造方法としては� ��上述したような熱間押出、管圧延、抽伸を� ��わずに、圧延板を筒状に曲げ、溶接して管� ��した溶接管を用いて、スピニング加工を行� ��てもよい。この圧延板は、圧延上がりの硬� ��材でも、熱処理を行った軟質材でもよいが� ��ピニング加工を行なえる強度が必要である� ��押出し管を用いたのと同様に、耐圧性が高� ��耐圧伝熱容器を得ることができる。また、� ��ピニング加工前、又はスピニング加工後に3 50~600℃、10~300分の熱処理を行なうことにより 、耐圧性と熱伝導性が向上する。

 (実施例)
 上述した第1発明合金、第2発明合金、第3発� ��合金、第4発明合金及び比較用の組成の銅を 用いて高機能銅管を作成し、高機能銅管に絞 り加工を施して耐圧伝熱容器を作成した。表 1は、耐圧伝熱容器を作成した合金の組成を� �す。
 合金は、第1発明合金の合金No.1~3と、第2発� �合金の合金No.4~6と、第3発明合金の合金No.7、 14、16と、第4発明合金のNo.8~13、15と、比較用� ��して発明合金に近似した組成の合金No.21~29� �従来のりん脱酸銅であるC1220の合金No.31、32� �ある。複数の工程パターンによって、任意� �合金から耐圧伝熱容器を作成した。

 図2は、耐圧伝熱容器の作成工程を示す。 工程パターンAは、最初にφ220mmの鋳塊を850℃� ��加熱し、外径65mm、肉厚6mmの管を水中に押し 出した。このときの熱間押出直後の管温度か ら600℃までの冷却速度は約100℃/秒であった� �続いて、押出後に抽伸を繰り返して素管を� �成した。素管の寸法は外径50mm、肉厚1mm及び� ��径30mm、肉厚1mmを基本とした。このとき、幾 つかの合金については、外径50mmでは肉厚1.5mm 、0.7mm、0.5mmの素管を、外径30mmでは、肉厚1.25 mm、0.6mm、0.4mmの素管を作成した。抽伸の後は 素管を長さ250mm、又は200mmに切断し、両端を� �ピニング加工により絞った。スピニング条� �は、外径が50mmの素管の場合は、1200rpm、平均 送り量15mm/秒とし、外径が30mmの素管は、1400rp m、平均送り量35mm/秒とした。

 工程パターンBは、工程パターンAの押出� �後の冷却を強制空冷で行ない、このときの60 0℃までの冷却速度は約30℃/秒であった。工� �パターンCは、工程パターンAでのスピニング 加工前に395℃で240分の熱処理を行った。工程 パターンDは、工程パターンAでのスピニング� ��工後に460℃で50分の熱処理を行った。そし� �、工程パターンAを基本とし、任意の合金か� ��工程パターンB乃至Dによって耐圧伝熱容器� �作成した。工程パターンC及び工程パターンD の熱処理条件は、段落[0031]や段落[0052]で述べ たCo、P等を析出させる350~600℃、10~300分の熱� �理条件である。

 上述した方法により作成した耐圧伝熱容� ��の評価として、耐圧強度、ビッカース硬度� ��導電率を測定した。また、金属組織を観察� ��て再結晶率、結晶粒径、及び析出物の径と3 0nm以下の大きさの析出物の割合を測定した。 また、スピニング加工中の成形性と変形抵抗 をスピニング加工の加工性から評価した。尚 、耐圧伝熱容器は、製造条件毎に2つ準備し� �。1つは、前記と同様の絞り管部3の一端をり ん銅ろう(7mass%P-Cu)によって耐圧試験の黄銅製 の冶具に接続し、他端を銅ろうで密閉し、耐 圧強度を測定した。残りの1つは、ろう付け� �ずに、耐圧伝熱容器のままで、金属組織、� �ッカース硬度、導電率等の諸特性を調査し� �。さらに、加工端部5、及び熱影響部6の部分 を切り出し、700℃に加熱されたソルトバスの 中に20秒間浸漬後、取り出し、空冷した。そ� ��て、ビッカース硬さと再結晶率を測定した� ��この700℃、20秒加熱後のビッカース硬さと� �結晶率、及び上記の耐圧強度から耐熱性を� �価した。

 耐圧強度の測定については、耐圧伝熱容� ��の一端をりん銅ろう(7mass%P-Cu)によって耐圧� ��験の黄銅製の冶具に接続し、他端をりん銅� ��うで、密閉して水圧をかけて耐圧圧力を測� ��した。このろう付け時には、まず、耐圧伝� ��容器の一端全体をバーナーで予熱し、耐圧� ��熱容器の接続部(加工中央部)はバーナーで� �秒間(7、8秒間)、約800℃に加熱した。そして� ��耐圧試験においては、水道水を用いて徐々� ��内圧を上げていき、概ね1MPaごとに外径を測 定しながら水圧テストし、破裂まで至らしめ た。外径を測定するときには、水圧を常圧に 戻して弾性変形による膨張の影響が無いよう にした。この耐圧強度の測定では、耐圧伝熱 容器を試験機の冶具にろう付けしている。従 って耐圧伝熱容器が実際に他の銅配管等とろ う付けされて使用される状態での評価になっ ている。

 内圧が加わる圧力容器では、使用すること� ��できる許容圧力Pと外径D、肉厚T、材料の許� ��引張応力σとの関係は、JIS B 8240(冷凍用圧� ��容器の構造)において、
 P=2σ/(D/T-0.8)
とされている。尚、DがTに対して大きい時は� ��近似的に
 P=2σT/Dとすることができる。耐圧伝熱容器� �おいても、一般に耐圧圧力PはP=a×T/Dとされ� �おり、その比例係数aは材料によって定まり� ��比例係数aが大きいほど、耐圧圧力は大きく なる。ここで、a=P×D/Tとなるので、耐圧伝熱� ��器が破裂する圧力を破裂圧力P _B として、本明細書では、耐圧伝熱容器が破裂 する材料強度として破裂圧力指数PI _B を次のように定める。
 PI _B =P _B ×D/T
このPI _B によって、耐圧伝熱容器の破裂に対する材料 の強度を評価する。

 また、耐圧伝熱容器は、内圧によって破裂� ��まで至らずとも、小さな内圧によって生じ� ��繰り返しの変形による疲労破壊や新生面が� ��ることによる腐食等を発生させる。従って� ��機能上、及び安全上問題である。よって、� ��圧伝熱容器が内圧によって少量変形すると� ��の圧力を評価した。本明細書では、この圧� ��によって耐圧伝熱容器の外径が0.5%大きくな るときの内圧をP _0.5% とし、耐圧伝熱容器が変形を開始する材料強 度として0.5%変形圧力指数PI _0.5% を次のように定める。
 PI _0.5% =P _0.5% ×D/T
このPI _0.5% と同様に、耐圧伝熱容器の外径が1%大きくな� ��ときの内圧をP _1% として、1%変形圧力指数PI _1% を次のように定める。
 PI _1% =P _1% ×D/T
このPI _0.5% 及びPI _1% によって、耐圧伝熱容器の初期変形に対する 材料の強度を評価する。

 ビッカース硬度の測定では、加工中央部4 、加工端部5、熱影響部6、直管部7の強度を測 定した。また、加工端部5及び熱影響部6を切� ��出した小片は、上述したように700℃に加熱� ��れたソルトバスの中に20秒間浸漬され、加� �後の硬さと再結晶率を測定した。

 再結晶率の測定は、次のように行なった� ��100倍の金属顕微鏡の組織写真から未再結晶� ��と再結晶粒を区別し、再結晶した部分の占� ��る割合を再結晶率とした。すなわち、管の� ��伸方向に金属組織の流れがある状態を未再� ��晶部とし、双晶を含む明瞭な再結晶粒を再� ��晶部をとした。未再結晶部か再結晶部かの� ��別が不明瞭なものについては、一部の試料� ��、200倍のEBSP(Electron Backscatter Diffraction Patte rn、電子線後方散乱回折図形)による結晶粒マ ップから方位差15度以上の粒界に囲まれた領� ��で、抽伸方向の長さが抽伸方向に垂直な方� ��の長さよりも3倍以上の領域を未再結晶領域 とし、その領域の面積率を画像解析(画像処� �ソフト「WinROOF」で2値化する)により測定し� �。その値を未再結晶率とし、再結晶率=(1-未� ��結晶率)とした。EBSPは、日本電子(株)のFE-SEM (Fielld Emission Scanning Electron Microscope:電解放� ��型走査電子顕微鏡、型番JSM-7000F FE-SEM)に、( 株)TSLソリューションズのOIM(Orientation Imaging  Microscopy、結晶方位解析装置、型番TSL-OIM 5.1)� ��搭載した装置によって作成した。

 結晶粒径の測定は、金属顕微鏡写真より� ��JIS H 0501における伸銅品結晶粒度試験方法� ��比較法に準じて測定した。

 析出物の粒径については、まず、150,000倍 のTEM(透過電子顕微鏡)の透過電子像を上述し� ��「WinROOF」によって2直化して析出物を抽出� �た。そして各析出物の面積の平均値を算出� �、面積の平均値から計算した粒子径を平均� �子径とした。また、それぞれの析出物の粒� �から、30nm以下の析出物の個数の割合を測定� ��た。ただし、150,000倍のTEMの透過電子像では 、得られた像を更に拡大しても1nm位までしか 観察できないので、1nmよりも大きな析出物中 での割合となる。尚、寸法の測定精度上、2nm 未満の析出粒子については、問題があると思 われたが、2nm未満の析出粒子の占める割合が 、すべての試料で、20%に満たなかったので、 このまま測定を続けた。尚、析出物の測定は 、加工中央部4で行い、一部、加工端部5の再� ��晶部でも行った。また、金属組織が未再結� ��状態であると、転位密度が高いので、TEMで� ��出物の測定が困難である。従って、未再結� ��部にある析出物は、TEMによる測定箇所から� ��外している。

 熱伝導度の評価は、代用特性として電気� ��導度により評価した。電気伝導度と熱伝導� ��とはおおよそ1次の正の相関関係にあり、一 般に電気伝導度が熱伝導度の代わりに使用さ れている。導電率測定装置は、日本フェルス ター株式会社製(SIGMATEST D2.068)を用いた。尚� �本明細書においては、「電気伝導度」と「� �電率」の言葉を同一の意味に使用している� �

 上述した試験の結果について、最初に組成� ��違いによる差について発明合金とC1220とを� �較して説明する。表2、3は、工程パターンA� �よって外径50mm、肉厚1mmの素管を各合金につ� ��て作成し、その素管の両端をスピニング加� ��によって外径14.3mm、肉厚1.1mmに絞った耐圧� �熱容器の試験結果を示す。尚、これらの表� �おいては、PI _B 、PI _0.5% 、PI _1% をそれぞれPI(B)、PI(0.5%)、PI(1%)と表す。また� �試験を行なった同一試料を、後述する試験� �果の各表において、異なる試験No.として記� �している場合がある(例えば、表2、3の試験No .1の試料と表12、13の試験No.81の試料は同じ)。
 図3は、表2、3に記載の試験No.1の第1発明合� �と試験No.14のC1220の各部の金属組織を示す。� ��4は、表2、3に記載の試験No.1の第1発明合金� �おける加工端部と試験No.7の第4発明合金にお ける加工中央部での析出物を示す。なお、加 工端部の析出物は小さかったので、得られた 像をさらに拡大している。

 破裂圧力指数PI _B は、従来のC1220では、500以下なのに対して、� ��1、第2、第3、及び第4発明合金ともに800以上 の高い結果になっている。この破裂圧力指数 PI _B は、600以上がよく、好ましくは700以上であり 、最適には800以上がよい。さらに初期変形す る圧力を示す0.5%変形圧力指数PI _0.5% においては、C1220が150位なのに対して、各発� ��合金は750以上と5倍以上の高い結果となって いる。このPI _0.5% は300以上がよく、好ましくは350以上であり、 最適には450以上がよい。1%変形圧力指数PI _1% においても、各発明合金はC1220の4倍以上の高 い結果となっている。このPI _1% は350以上がよく、好ましくは400以上であり、 最適には500以上がよい。このように、各発明 合金はC1220に比べて、耐圧強度が高く、特に� ��形の初期段階での強度において大きな差が� ��る。

 再結晶率は、C1220については、直管部で0% であり、熱影響部6、加工端部5、加工中央部4 では100%である。一方、各発明合金について� �、直管部7、熱影響部6は、0%であり、加工端� ��5で5~40%である。そして、加工中央部4で100%� �なっており、熱影響部6と加工端部5において 大きな差がある。絞り加工部8の再結晶率(熱� ��響部6と加工端部5の再結晶率の平均)は、C122 0では100%なのに対して、各発明合金では20%以� ��となっている。この絞り加工部8の再結晶率 は、50%以下がよく、好ましくは40%以下であり 、最も好ましくは25%以下である。耐圧強度は 、熱影響部6と加工端部5の強度に大きく影響� ��れるので、この再結晶率の差は、上述した� ��圧強度の結果とよく一致する。また、加工� ��央部4の再結晶粒径についてもC1220では120μm� ��対し各発明合金では20μm以下となっており� �加工中央部4の強度は各発明合金の方がC1220� �りも高い。

 析出物については、表2、3の試験No.1、3、 5、7、14の加工中央部4と加工端部5を観察した 。加工中央部4では、各発明合金で略円形、� �は略楕円形の微細な析出物が均一に析出し� �おり、平均径が12~16nmであった。また、全析� ��物の内で径が30nm以下の析出物の個数の割合 が95%程度であった。一方、C1220では析出物が� ��出されなかった。これらの微細析出物によ� ��て、スピニング加工中800℃、又は800℃以上� ��温度が上がっても、結晶粒の成長が抑制さ� ��、高い強度を有していると思われる。加工� ��部5での観察は試験No.1、7で行なった。略円� ��、又は略楕円形の微細な析出物が均一に析� ��しており析出物の平均径は試験No.1が3.5nmで� ��験No.7が3.4nmであり、それぞれ加工中央部4よ り更に微細であった。スピニング加工中、約 700℃、又は700℃以上に温度が上がっても、こ れらの微細析出物によって、発明合金は強化 され、部分的に生じる再結晶核の生成等によ るマトリックスの軟化を相殺し、高い強度を 維持していると思われる。また、それぞれの 試料のろう付け後の析出物を観察したが、加 熱前の上記と同様の形態であった。

 このように、Co、P等の析出物は、各部位� ��平均粒径が3~16nmで微細であるが、高温状態� ��2つの大きな役割を果たしている。1つは、� �工中央部4では、スピニング加工中約800℃、� ��は800℃以上に温度が上がり完全に再結晶す� ��が、析出物によって再結晶粒の成長が抑制� ��れて、微細な再結晶組織になる。もう1つは 、強度の必要な加工端部5は、約700℃、又は� �750℃に温度が上がるが、より微細な析出物� �形成により、再結晶化を妨げる。そして、� �分的に再結晶化した部分の析出物は細かい� �で、析出硬化により高い強度を保持する。� �、500℃、又はそれ以上に温度が上がる熱影� �部6の析出物は、加工組織のため観察できな� ��。しかし、導電率が上がっていることから� ��加工端部5と同等又はそれ以下の大きさのCo� ��P等の析出物が形成されていると思われる。 このように、熱影響部6は、昇温によってマ� �リックスは少し軟化するが、析出物の形成� �よって、硬度の低下はほとんどない。

 ビッカース硬度については、C1220と各発� �合金とで差があり、特に耐圧強度に影響す� �熱影響部6と加工端部5において大きな差があ る。C1220では、熱影響部6、加工端部5共に50程 度であるのに対し、各発明合金では熱影響部 6で130~150、加工端部5で100~110位となっている� �このビッカース硬度の結果は再結晶率とも� �く一致している。700℃、20秒加熱後のビッカ ース硬度は、元の試料の熱影響部6、加工端� �5より約2~10ポイント低下しているだけで、す べてビッカース硬度90以上である。これによ� ��、耐圧伝熱容器は他の銅管等と様々な条件� ��ろう付けしても、高い強度を持つと思われ� ��。また、加熱後の熱影響部6の再結晶率は、 いずれも10%以下であり、高い耐熱性を保持し ている。

 導電率は、C1220が各部分において80%IACS位� ��対して、各発明合金では各部分において50~8 0%IACS位であってC1220とほぼ同等の導電率とな� ��ている。

 700℃、20秒加熱後のビッカース硬度は、C1 220の場合、初期の値そのもの自体が低く、ま た加熱前よりも10程低下しているが、発明合� ��は加熱前と同等であり、再結晶も進んでい� ��い。この結果と上述した耐圧強度の結果か� ��、発明合金は耐熱性に優れている。

 表4、5は、素管寸法が外径50mm、肉厚1.5mmの� �管を外径17mm、肉厚2mmにスピニング加工した� ��合のデータを示し、表6、7は、素管寸法が� �径30mm、肉厚1mmの素管を外径12.3mm、肉厚1.3mm� �スピニング加工した場合のデータを示す。
 表4、5及び表6、7の素管寸法においても、表 2、3の寸法の場合と同様に各発明合金はC1220� �比べて強度が高く、導電率が同等の結果と� �った。

 次に、合金組成が発明合金の組成範囲を� ��れた場合の特性を説明する。表2、3の試験No .12、表4、5の試験NO.25、26、表6、7の試験No.36� �合金はPの量が発明合金の範囲よりも少ない� ��合である。これらの合金はいずれも発明合� ��と比べて、耐圧強度が低く、熱影響部6や加 工端部5の再結晶率が高く、ビッカース硬度� �低い結果となっている。これは、Pの量が少� ��いので、Co、P等の析出量が少ないためと考� ��られる。

 表6、7の試験No.37の合金はPとCoの量が各発 明合金の範囲よりも少ない場合である。発明 合金と比べて、耐圧強度が低く、熱影響部6� �加工端部5の再結晶率が高く、ビッカース硬� ��が低い結果となっている。これは、PとCoの� ��が少ないので、Co、P等の析出量が少ないた� ��と考えられる。

 表2、3の試験No.13の合金は、([Co]-0.007)/([P]- 0.008)の値が発明合金の範囲よりも大きい場合 である。発明合金と比べて、耐圧強度が低く 、熱影響部6や加工端部5の再結晶率が高く、� ��ッカース硬度が低い結果となっている。

 表6、7の試験No.38の合金は(1.5×[Ni]+3×[Fe])� �値が[Co]の値よりも大きい場合である。発明� ��金と比べて、耐圧強度が低く、熱影響部6や 加工端部5の再結晶率が高く、ビッカース硬� �が低い結果となっている。

 表6、7の試験No.39の合金は、Pの量が発明� �金の範囲よりも多い場合であるが抽伸時に� �れが発生し、素管を得ることができなかっ� �。

 次にスピニング加工時の成形性、変形抵抗� ��ついて説明する。上述した表2~7の各試験で� ��スピニング加工において、素管の外径が50mm の場合は1200rpm、平均送り速度15mm/秒で絞り加 工をしている。また、素管の外径が30mmの場� �は1400rpm、平均送り速度35mm/秒で絞り加工を� �ている。表8、9の試験では、素管の肉厚を表 2~7と異ならせている。表8、表9は外径50mm、肉 厚0.5~1mmの素管と、外径30mm、肉厚0.4~1.25mmの素 管とを、回転数と送り速度の試験条件を表2~7 での外径が同一の試験と同じにして、スピニ ング加工を行なった結果を示している。
 表2~9のいずれの発明合金も成形不良無しに� ��工することができた。このように成形不良� ��発生しておらず、また加工中央部4が再結晶 しているので、本発明合金はこれらの加工条 件におけるスピニング加工中の変形抵抗は小 さい。

 また、表10、11に、さらに加工条件を変化し た実施例を示す。
 種々の発明合金で、平均送り速度20mm/秒、12 00rpm、及び平均送り速度40mm/秒、1800rpmにて、� ��径が30mmで肉厚が0.6mm及び1.25mmの素管に絞っ� ��。また、平均送り速度20mm/秒で900rpm及び1600r pmにて、外径が50mmで肉厚1mmの素管に絞った。 いずれの試験においても成形不良が発生して おらず、また加工中央部4が再結晶している� �従って、スピニング加工中の変形抵抗は小� �く、耐圧強度等の特性も問題なかった。ス� �ニング加工では、C1220は素管の肉厚が1mmより も薄いと成形不良が発生するので、発明合金 の方が加工性が良好である。

 次に、製造工程の影響について説明する。� ��12、13は、第1、第2、第4発明合金を用いて製 造パターンA~Dによって外径50mm、肉厚1mm、又� �外径30mm、肉厚1mmの素管を作成し、スピニン� ��加工によって外径14.3mm、肉厚1.1mm、又は、� �径12.3mm、肉厚1.3mmに絞った場合のデータを示 す。
 工程パターンBによって押出後の冷却をエア ーで強制空冷にして作成した試験No.82、86、90 は、押出後の冷却が水冷である製造パターン Aで作成した試験No.81、85、89と、各特性にお� �て同等か若しくは少し低い値を示している� �冷却速度は速い方がCo、P等がより多く固溶� �るので、工程パターンBよりも工程パターンA の方が、耐圧強度等が高い。しかし、本発明 合金の溶体化感受性が鈍いために、押出後の 冷却が強制空冷であっても水冷と同様にCo、P 等の大部分が固溶しているので、工程パター ンAと工程パターンBでの差が小さく、工程パ� ��ーンBも良好な結果を示している。

 工程パターンCによってスピニング加工前 に395℃で240分の熱処理を行なって作成した試 験No.83、87、91は、耐圧強度、再結晶率、結晶 粒径、析出物の析出状況、ビッカース硬度が 、製造パターンAで作成したものと同等であ� �。また、導電率は製造パターンAのものより� ��高く、表2~7におけるC1220と同等の値となっ� �いる。このスピニング加工後の金属組織に� �、Co、Pを有する2~20nmの略円形、又は略楕円� �の微細析出物、又は全ての析出物の90%以上� �30nm以下の大きさの微細析出物が均一に分散� ��る。また、工程パターンDでスピニング加工 後に460℃で50分の熱処理を行なって作成した� ��験No.84、88、92も、製造パターンCのものと同 様の結果を示している。工程パターンC、Dの� ��うにスピニング加工の前後に熱処理を行な� ��と、P等の析出が促進されるために、導電率 が高くなると思われる。

 次に、押出前の鋳塊の加熱温度の影響につ� ��て説明する。表14、15は第1~第4発明合金を用 いて、製造パターンA及びDでの鋳塊加熱温度� ��変えた場合のデータを示す。
 製造パターンA及びDの鋳塊加熱温度は850℃� �あるが、製造パターンA1及びD1は910℃とし、� ��造パターンA2は830℃とした。加熱温度は高� �方が、ビッカース硬度が高く、その結果、� �圧強度が高い。これは、加熱温度が高い方� �、Co、P等がより多く固溶し、再結晶化がや� �遅れ、得られる析出粒子が微細になり、結� �粒径が小さくなったためと考えられる。ま� �、加熱温度が高い方が、直管部7の導電率が� ��し低い。これはCo、Pが多く固溶しているも� ��と思われる。

 上述した評価結果に基づいて、本実施形� ��に係る高機能銅管の特性について説明する� ��本高機能銅管は、熱間押出後の温度から600� ��の温度範囲において、10~3000℃/秒で冷却さ� �る。その後、冷間抽伸等で70%以上の加工率� �加えられて、加工硬化により高強度になる� �高強度になるので、薄肉になっていても、� �の後に行なわれる高速回転のスピニング加� �を行なうことができる。冷間加工後の素管� �状態では、Co、P等がよく固溶する。一部で10 nm程度のCo、Pや時にはNi、Feを含む微細な析出 物を有している。Co、P等がよく固溶している 、すなわち絞り加工前の銅管の熱伝導性が低 いので、スピニング加工時やろう付け時に熱 が拡散しない。従って加工が行い易く、加工 端部5や熱影響部6の温度上昇が少ない。また� ��ろう付け時においても、予熱が少なくすみ� ��加工端部5や熱影響部6の温度上昇が抑えら� �る。このように、絞り加工前の銅管の熱伝� �性が低いので加工しやすく、かつ絞り加工� �の加工部の熱伝導性は、加工熱等により向� �しているので、耐圧伝熱容器としては好適� �ある。

 そして、スピニング加工が行なわれると� ��加工中央部4は加工熱により800~950℃に温度� �上がる。750℃付近で再結晶化し始めるので� �加工中、急激に変形抵抗が低くなり、りん� �酸銅と同等の加工性が得られる。一方、加� �中央部4に比べ加工量が少なく肉厚が薄い加� ��端部5は、再結晶率が低いのでスピニング加 工中も変形抵抗が高い。そのため、スピニン グ加工中大きなトルクが生じてもねじれや座 屈が生じない。同様に、熱影響部6は、500℃� �はそれ以上で概ね700℃に上昇するが、ほと� �ど再結晶しないので材料の強度が高い。さ� �に熱影響部6を700℃で20秒間加熱しても、再� �晶率が低いことから、700℃に加熱したとき� �強度は高い。従ってスピニング加工中、変� �に与らない部分、又は変形の少ない部分の� �度は高いので、薄肉であってもスピニング� �工不良がでない。加工中央部4の再結晶粒は� ��前述したCo、P等の微細な析出物によって結� ��粒成長が抑制され、微細な粒径となる。ま� ��、加工中央部4はスピニング加工によって絞 られて外径が小さくなり、厚肉化する。さら に微細な再結晶粒になっており強度が高いの で、内圧を加えてもこの部分で破裂すること はない。従って耐圧伝熱容器の耐圧強度には 大きく影響しない。

 加工端部5や熱影響部6は、スピニング加� �によっては外径が小さくならず、少ししか� �肉化しない。しかし、抽伸後の素管の状態� �は、上述した加工中央部4と同様に溶体化感� ��性が鈍いので、ほとんどのCo、P等が良く固� ��している。そして、スピニング加工による� ��温が500~750℃程度であるので、昇温過程にお いて、再結晶の前にCo等の原子の移動が始ま� ��。さらに、Co、P、Ni、Fe等の微細な析出物が 析出し、再結晶化を遅らせる。本発明合金は 、700℃、又は750℃で、十数秒、又は数秒であ れば、ほとんど再結晶せず、顕著な軟化は起 こらない。このように、加工端部5や熱影響� �6は、再結晶が阻害される。また、再結晶の� ��に起こる回復現象等による軟化がCo、P等の� ��出により概ね相殺されるので、素管の強度� ��保持され、高強度となる。また、Co、P等の� ��出により熱伝導性が向上する。

 また、スピニング加工後の350~600℃、10~300 分の熱処理によって、Co、P等が析出し、強度 が向上する。それと共に従来の純銅系のC1220� ��同等の熱伝導性となる。加工中央部4で高温 まで昇温した部分は、スピニング加工後の空 冷によってCo、P等が多く固溶しているが、こ の熱処理によってCo、P等が析出するので熱伝 導性と強度が向上するためである。高温状態 (800℃以上)の一歩手前まで昇温した加工端部5 や熱影響部6は、素管時には元々多くのCo、P� �が固溶している状態にあった。従って、こ� �熱処理による析出硬化によって強度が向上� �ると共に熱伝導性が向上する。加工熱を受� �ていない直管部7は、元々著しく加工硬化し� ��おり、この熱処理によってマトリックスが� ��化する。しかし、その軟化度合いが析出に� ��る硬化度合いを上回る、又は同程度なので� ��かに軟化、又は同程度の強度を有し、直管� ��7の熱伝導性は向上する。また、加工歪が熱 処理によって回復するので、延性が向上する 。

 この熱処理は、スピニング加工の前に行� ��ても、スピニング加工後に行うのと同様の� ��果を得ることができる。また、この熱処理� ��行わない場合でもスピニング加工後に耐圧� ��熱容器を他の部材とろう付けや溶接を行う� ��とにより、その熱によって加工端部5や熱影 響部6では、熱処理を行なったのと同様の効� �が得られる。但し、スピニング加工やろう� �け時の熱拡散を考慮すれば、後で熱処理す� �方が良い。

 このように、本実施形態に係る高機能銅� ��は、抽伸の後の素管の状態では加工硬化に� ��り強度が高く、約750℃以下の温度ではほと� ��ど再結晶しないので、薄肉化しても高速回� ��のスピニング加工を行うことができる。さ� ��に、加工端部5を除くスピニング加工部分は 、再結晶しているのでスピニング加工時には 良好な加工性を示す。また、スピニング加工 後では、加工中央部4は再結晶粒径が小さい� �で強度が高い。また、加工端部5や熱影響部6 は再結晶率が低いので強度が高い。また加工 熱の影響によりCo、P等が析出するので、スピ ニング加工熱による軟化現象が最小限に抑制 される。また、スピニング加工前、又はスピ ニング加工後の熱処理によって、Co、P等が析 出するので、管材は強化されると同時に熱伝 導性が向上する。このように、高強度、即ち 高い耐圧性能を示すので、従来のC1220を使用� ��た場合と比べて、耐圧伝熱容器の肉厚を1/2� ��ら1/3にすることができ、耐圧伝熱容器が低� ��ストになる。また、耐圧伝熱容器の肉厚が� ��くなって軽量になるので、耐圧伝熱容器を� ��持する部材も少なくなり低コストになる。� ��って、熱交換器部のコンパクト化が図れる� ��

 次に、本実施形態に係る高機能銅管の変形� ��の工程パターンEについて説明する。本変形 例では、工程パターンAでの抽伸加工の間の� �径50mm、肉厚3mmの段階で、530℃で5時間の再結 晶焼鈍を行った。そして、冷間抽伸により、 外径30mm、肉厚1.25mmの素管にし、スピニング� �工により外径12.3mm、肉厚1.3mmに絞った。表16� ��17に本変形例と、比較としての工程パター� �Aの試験結果を示す。
 再結晶焼鈍後で冷間抽伸前の金属組織を観� ��すると、Co、Pを有する2~20nmの略円形、又は� ��楕円形の微細析出物、又は全ての析出物の9 0%以上が30nm以下の大きさの微細析出物が均一 に分散していた。耐圧強度、再結晶率、ビッ カース硬度とも工程パターンAのものと同等� �しくは少し劣る程度で、脱酸銅よりも遥か� �優れるものであった。また、導電率は表3に� ��すC1220と同等の高い値を示した。これは、� �結晶焼鈍によるP等の析出によるためと考え� ��れる。このように、抽伸工程の間に熱処理� ��程を入れても良好な結果となるので、パワ� ��の弱い抽伸設備でも製造することができる� ��

 本実施形態における高機能銅管において� ��絞り加工部の金属組織の再結晶率が50%以下� ��又は熱影響部の再結晶化率が20%以下である� ��機能銅管が得られた(表2、3の試験N0.1~11、表 4、5の試験N0.21~24、表6、7の試験N0.31~35、表8、 9の試験N0.41~55、等参照)。

 また、絞り加工部の700℃で20秒加熱後の� �ッカース硬度(HV)の値が、90以上であり、又� �加熱前のビッカース硬度の値の80%以上であ� �高機能銅管が得られた(表2、3の試験N0.1~3、5~ 7、表6、7の試験N0.31、表8、9の試験N0.41~43、46� ��49~51、等参照)。

 また、破裂圧力指数PI _B の値が600以上である高機能銅管が得られた(� �2、3の試験N0.1~11、表4、5の試験N0.21~24、表6、 7の試験N0.31~35、表8、9の試験N0.41~55、等参照)� ��

 また、0.5%変形圧力指数PI _0.5% の値が300以上であり、又は1%変形圧力指数PI _1% の値が350以上である高機能銅管が得られた(� �2、3の試験N0.1~11、表4、5の試験N0.21~24、表6、 7の試験N0.31~35、表8、9の試験N0.41~55、等参照)� ��

 また、絞り加工前の金属組織において、C o、Pを有する2~20nmの略円形、又は略楕円形の� ��細析出物が均一に分散しており、又は全て� ��析出物の90%以上が30nm以下の大きさの微細析 出物であって均一に分散している高機能銅管 が得られた(表16、17の試験N0.101、102参照)。

 また、絞り加工後、又は他の銅管とのろ� ��付け後における加工端部及び加工中央部の� ��属組織において、Co、Pを有する2~20nmの略円� ��、又は略楕円形の微細析出物が均一に分散� ��ており、又は全ての析出物の90%以上が30nm以 下の大きさの微細析出物であって均一に分散 している高機能銅管が得られた(表2、3の試験 N0.1、3、7、10、表8、9の試験N0.43、44、46、49、 表12、13の試験N0.81~84、88~92、表14、15の試験N0. 201~213、等参照)。

 また、加工中央部の金属組織は再結晶し� ��おり、結晶粒径が3~35μmである高機能銅管が 得られた(表2、3の試験N0.1~11、表4、5の試験N0. 21~24、表6、7の試験N0.31~35、表8、9の試験N0.41~5 5、等参照)。

(第2の実施形態)
 本発明の第2の実施形態に係る高機能銅管に ついて説明する。本実施形態では、第1の実� �形態と異なり、スピニング加工に代えてス� �ージング加工、へら絞り、ロール成形等の� �間絞り加工によって耐圧伝熱容器を作成す� �。

(実施例)
 第1の実施形態の実施例と同一の高機能銅管 を作成し、冷間絞り加工によって耐圧伝熱容 器を作成した。作成した耐圧伝熱容器は、製 造条件毎に3つ準備した。3つのうち2つは、絞 り管部3の一端をりん銅ろう(7mass%P-Cu)によっ� �耐圧試験の黄銅製の冶具に接続し、他端を� �ん銅ろうで、密閉した。これら2つのうちの1 つは金属組織、ビッカース硬さ、導電率等の 諸特性を調査した。他の1つは耐圧強度を調� �た。残りの1つは、ろう付けせずに、耐圧伝� ��容器のままで、加工端部5、及び熱影響部6� �相当する部分を切り出し、700℃に加熱され� �ソルトバスの中に20秒間浸漬後、取り出し、 空冷した。そして、ビッカース硬さと再結晶 率を測定した。この700℃20秒加熱後のビッカ� ��ス硬さと再結晶率、及び上記の耐圧強度か� ��耐熱性を評価した。表18、19は、これらの方 法によって作成した耐圧伝熱容器の結果を示 す。
 それぞれの製造条件を次に示す。
(1)試験No.111~114は工程パターンAによる素管を� ��ら絞り加工している。試験No.111、112はそれ� ��れ、合金No.1、10の発明合金を用い、試験No.1 13は合金No.23の比較用合金を用い、試験No.114� �C1220を用いている。試験No.115は合金No.4の発� �合金を用いて、上述した工程パターンEによ� ��素管をへら絞り加工している。試験No.116は� ��記試験No.112の後に460℃、50分の熱処理をし� �いる。試験No.117は合金No.10の発明合金を用い 、工程パターンAでの鋳塊加熱温度を910℃と� �た素管をへら絞り加工している。
(2)試験No.121、122は工程パターンAによる素管� �スエージング加工している。試験No.121は、� �金No.8の発明合金を用い、試験No.122はC1220を� �いている。試験No.123は合金No.4の発明合金を� ��いて、上述した工程パターンEによる素管を スピニング加工している。試験No.124は合金No. 8の発明合金を用い、工程パターンAでの鋳塊� ��熱温度を910℃とした素管をスピニング加工� ��ている。
(3)試験No.131は合金No.3の発明合金を用い、工� �パターンAによる素管をロール成形加工して� ��る。

 これら加工方法によって作られた絞り銅� ��(耐圧伝熱容器)の形状は、スピニング加工� �作られたものと同様であるが、スピニング� �工と異なり、絞り管部の肉厚は、加工前の� �とほとんど差はない。すなわち厚みが厚く� �らないので、スピニング加工で作られた耐� �伝熱容器より、配管用銅管との接合つまり� �ろう付けによる熱影響が大きくなる。C1220を 用い、へら絞り加工やスエージングで絞られ た銅管(耐圧伝熱容器)の耐圧強度は、スピニ� ��グ加工で作られたものと比べ、同程度か寧� ��低い。絞り部と素管の厚みに差がないので� ��他配管等とのろう付けによる接合部に近い� ��り加工部8の温度が特に上がり、結晶粒が粗 大化する。耐圧強度は、外径と厚みに影響さ れるので、スピニング加工で加工端部や熱影 響部に相当する部分は、ろう付けの熱影響の ために温度が上がる。その結果、再結晶し、 そして結晶粒が粗大化したため、耐圧性がよ くない結果となったと思われる。

 一方、当該発明合金の場合、接合部に近� ��絞り管部3では、ろう付けで約800℃の高温に なることにより再結晶するが結晶粒が細かく 、径が小さいので耐圧試験時は、接合部付近 では破壊しない。加工端部5は、約750℃にま� �温度は上がり、軟化はするが、高い強度を� �持し、材料径が小さいので破壊しない。熱� �響部6は、約700℃まで上がり、マトリックス� ��多少軟化するが、ほとんど再結晶しない。� ��圧伝熱容器が内圧によって破裂する場合は� ��多くはこの熱影響部6で破裂する。耐圧強度 は、外径に影響されるので、加工端部5、熱� �響部6の強度は、スピニング加工の加工端部5 、熱影響部6と同等の強度を有しているため� �耐圧強度はC1220より遥かに高かったと思われ る。

 ろう付け後の当該発明合金は、スピニン� ��加工で作った同じ組成の耐圧伝熱容器と同� ��に、各部のビッカース硬度は高く、加工端� ��5に相当する部分の未再結晶率は低い。700℃ 、20秒加熱後のビッカース硬度は、発明合金� ��いずれも、130以上であるのに対し、C1220は� �約40であった。尚、合金No.13の比較用合金も� ��700℃に加熱すると、すべて再結晶し、ビッ� ��ース硬度も低かった。このように、へら成� ��等で作った耐圧伝熱容器において、発明合� ��は優れた耐熱性を持つ。700℃で加熱後の熱� ��響部の金属組織は、いずれも0%の再結晶率� �あり、すなわち、未再結晶状態であったの� �、高い耐熱性、高い耐圧性を保持している� �

 本発明合金は、高い強度を有しながら、� ��性に富んだ材料であるため、比較的容易に� ��れらのスエージング加工、へら絞り等の冷� ��絞り加工によって絞り銅管に成形すること� ��できる。これらの加工方法では、殆ど発熱� ��ないので、耐圧伝熱容器は全体に亘って、� ��1の実施形態の耐圧伝熱容器の直管部7と同� �の特性となる。そして、ろう付けしても熱� �響部6に相当する部分は、ほとんど再結晶せ� ��、加工端部5に相当する部分も再結晶率が10~ 30%で、高い強度を保持する。従って、いずれ の耐圧伝熱容器もスピニング加工で作った絞 り銅管と同等の高い耐圧強度を示している。 また、スピニング加工でも絞り加工の度合い が小さくて発熱が少ない場合、これらの冷間 加工と同様の結果になる。このように、本発 明合金は、冷間加工によっても耐圧伝熱容器 を作成することができ、良好な特性を示す。

 本実施形態における高機能銅管において� ��絞り加工部の金属組織の再結晶率が50%以下� ��又は熱影響部の再結晶化率が20%以下である� ��機能銅管が得られた(表18、19の試験N0.111、11 2、116、117、121、124参照)。

 また、第2の実施形態の変形例として冷間加 工によって端部を加工した2つの素管をろう� �けして作成した耐圧伝熱容器の試験結果を� �20に示す。
 図5は、この耐圧伝熱容器の側断面を示す。 工程パターンAによって作成した外径25mm、肉� ��2mmと外径50mm、肉厚1.5mmの素管に550℃で4時間 の完全再結晶焼鈍を行った。焼鈍後に外径25m mの素管を外径12.9mm、肉厚1.6mmに抽伸し、長さ 25mmに切断し、一端をプレス加工によって拡� �して外径22.5mmとした。また、外径50mmの素管� ��、焼鈍後に外径30mm、肉厚1.25mmに抽伸し、長 さ150mmに切断した後、両端をプレス加工によ� ��て外径22.5mmに絞った。そして、外径22.5mmの2 つの管の端同士を、ろう付けによって接合し て、耐圧伝熱容器を作成した。作成した耐圧 伝熱容器は、高い耐圧強度を示している。こ のように、本発明合金は、冷間加工後にろう 付けを行なっても耐圧強度が高い。

 尚、本発明は、上記各種実施形態の構成� ��限られず、発明の趣旨を変更しない範囲で� ��々の変形が可能である。例えば、管を細く� ��るのに抽伸に代えて管圧延で行ってもよい� ��また、スエージング加工に代えて、大きな� ��熱を伴わないスピニング加工、冷間でのし� ��きや、ロールやプレスによる成形を行なっ� ��もよい。また、ろう付けに代えて溶接を行� ��ってもよい。また、耐圧伝熱容器の形状は� ��管の一端、又は両端を絞った形状に限らな� ��。例えば絞り部が2段になっているような形 状でもよい。

 本出願は、日本国特許出願2007-331080に基� �いて優先権主張を行なう。その出願の内容� �全体が参照によって、この出願に組み込ま� �る。