專利名稱：：斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用銅合金管的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明尤其涉及高強(qiáng)度的熱交換器用銅合金管，其適宜作為以HFC系氟利昂或C02等為制冷劑的熱交換器用，耐壓斷裂強(qiáng)度(pressurefracturestrength)及加工性優(yōu)異。
背景技術(shù)：
：例如，空調(diào)機(jī)的熱交換器主要由彎曲加工成U字狀的U字形銅管(以下所說的銅管也包含銅合金管)、和由鋁或鋁合金板構(gòu)成的散熱片(以下叫做鋁散熱片)構(gòu)成。更具體地說，熱交換器的導(dǎo)熱部是通過使彎曲加工成U字形的銅管通過鋁散熱片的貫通孔，將夾具插入U(xiǎn)字形銅管內(nèi)進(jìn)行擴(kuò)管，由此使得鋁散熱片和銅管緊密貼合。然后，進(jìn)一步對(duì)該U字形銅管的開放端進(jìn)行擴(kuò)管，在該擴(kuò)管開放端部插入同樣彎曲加工成U字形的彎曲銅管，利用磷銅釬料等釬料材料將彎曲銅管釬焊在銅管的擴(kuò)管開放端部而進(jìn)行連接，做成熱交換器。因此，熱交換器所使用的銅管要求作為其基本特性的熱傳導(dǎo)率，并且要求制作上述熱交換器時(shí)的彎曲加工性及釬焊性良好。作為這些特性良好的銅管材料，迄今為止，廣泛使用的是具有合適的強(qiáng)度的磷脫氧銅。另一方面，空調(diào)機(jī)等熱交換器使用的制冷劑廣泛使用的是HCFC(氫氯氟碳化合物)系氟利昂。但是，因?yàn)镠CFC的臭氧破壞系數(shù)較大，所以從地球環(huán)境方面考慮，近年來，己經(jīng)在使用該值小的HFC(氫氟烴)系氟利昂。另外，近年來，熱水器、汽車用空調(diào)設(shè)備或自動(dòng)售貨機(jī)所使用的熱交換器，己經(jīng)在使用自然制冷劑即C02。然而，以這些HFC系氟利昂或C02為新的制冷劑，要想維持和HCFC系氟利昂相同的導(dǎo)熱性，必須增大運(yùn)轉(zhuǎn)時(shí)的凝縮壓力。通常，就熱交換器而言，使用這些制冷劑的壓力(在熱交換器的導(dǎo)熱管內(nèi)流動(dòng)的壓力)在凝縮器(就C02而言為氣體冷卻器)中達(dá)到最大。在該凝縮器或氣體冷卻器3中，例如HCFC系氟利昂R22為1.8MPa左右的凝縮壓力。對(duì)于此，為了維持相同的導(dǎo)熱性，HFC系氟利昂R410A需要3MPa左右的凝縮壓力，另外，C02制冷劑需要710MPa左右的凝縮壓力(超臨界狀態(tài))左右的凝縮壓力。因而，這些鋅的制冷劑的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力會(huì)增大到現(xiàn)有制冷劑R22的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力的1.6~6倍左右?？墒?，磷脫氧銅制導(dǎo)熱管的場合，由于其抗拉強(qiáng)度小，因此，為了對(duì)應(yīng)這些新制冷劑帶來的制冷劑的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力的增大而強(qiáng)化導(dǎo)熱管，必需加厚導(dǎo)熱管的壁厚。另外，裝配熱交換器時(shí)釬焊部在數(shù)秒至數(shù)十秒的時(shí)間內(nèi)被加熱到80(TC以上的溫度，所以，釬焊部及其附近與其他部分相比，其晶粒粗大且軟化，因此成為強(qiáng)度降低的狀態(tài)。由于這些原因，在新制冷劑熱交換器使用磷脫氧銅的情況下，需要比以往進(jìn)一步將壁厚加厚。因而，相對(duì)于HFC系氟利昂或C02新制冷劑，使用磷脫氧銅作為導(dǎo)熱管時(shí)，因?qū)峁艿谋诤窕潭仍龃螅沟脽峤粨Q器的質(zhì)量增大，價(jià)格上升。因此，為了使導(dǎo)熱管薄壁化，強(qiáng)烈希望抗拉強(qiáng)度高、加工型優(yōu)異、具有良好的熱傳導(dǎo)率的導(dǎo)熱管。在這一點(diǎn)上，導(dǎo)熱管的抗拉強(qiáng)度和壁厚之間有一定的關(guān)系。例如，設(shè)在導(dǎo)熱管內(nèi)流動(dòng)的制冷劑的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力為P、導(dǎo)熱管的外徑為D、導(dǎo)熱管的抗拉強(qiáng)度(導(dǎo)熱管長度方向)為ci、導(dǎo)熱管的壁厚為t(為內(nèi)面帶槽的管時(shí)，指底壁厚)時(shí)，他們之間具有P-2xcjxt〃(D-0.8xt)的關(guān)系。關(guān)于壁厚t，對(duì)該式進(jìn)行整理得t^DxP)/(2xa+0.8xP)，可知，導(dǎo)熱管的抗拉強(qiáng)度越大，越可以減小壁厚。在實(shí)際中選定導(dǎo)熱管時(shí)，使用對(duì)用所述制冷劑的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力P再乘上安全率S(通常為2.5~4左右)后的壓力而計(jì)算出的抗拉強(qiáng)度及壁厚的導(dǎo)熱管。為了響應(yīng)這種導(dǎo)熱管的薄壁化的愿望，目前已提出替代磷脫氧銅而使用比磷脫氧銅強(qiáng)度髙的Co-P系或Sn-P系等銅合金管的方案。例如，作為Co-P系銅合金管，已提案含有Co:0.020.2%、P:0.01~0.05%、C:120ppm、限制了雜質(zhì)氧的0.2%耐力和疲勞強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用無縫銅合金管(參照專利文獻(xiàn)l)。另外，作為用于提高導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度的技術(shù)，已提案添加了Al、Si等合金元素的熱交換器用銅合金管(參照專利文獻(xiàn)5、6)。此外，對(duì)非Sn-P系銅合金管，就Sn量較多的磷青銅的同合金板而言，為了提高板的斷裂強(qiáng)度，公知的是對(duì)通過X線衍射強(qiáng)度規(guī)定的集合組織(texture)進(jìn)行規(guī)定(參照專利文獻(xiàn)7)。專利文獻(xiàn)1:日本特開2000-199023號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2:專利3794971號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3:日本特開2004-292917號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4:日本特開2006-274313號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5:日本特開昭63-50439號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6:日本特開2003-301250號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7:日本特開2004-27331號(hào)公報(bào)但是，在熱交換器的導(dǎo)熱管中，由于制冷劑的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力P，在管的圓周方向(也叫做周方向)作用有比導(dǎo)熱管的長度方向更大的抗張力。所以，導(dǎo)熱管的斷裂大多是由于附加在該導(dǎo)熱管的圓周方向的抗張力，在導(dǎo)熱管上產(chǎn)生龜裂而招致斷裂。因而，為了提高Sn-P系等銅合金管的導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度，尤其重要的是對(duì)于附加在該銅合金管(導(dǎo)熱管)的圓周方向的抗張力，抑制導(dǎo)熱管的龜裂發(fā)生。對(duì)于此，在用于提高銅合金管的斷裂強(qiáng)度的所述現(xiàn)有技術(shù)中，不能夠抑制特別薄壁化的Sn-P系等銅合金管的、因附加在所述圓周方向的抗張力而發(fā)生的龜裂，不能充分提高作為導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度。因而，即使是Sn-P系等已被高強(qiáng)度化的銅，要想對(duì)應(yīng)新制冷劑造成的制冷劑的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力的增大，得到充分的斷裂強(qiáng)度，也需要相應(yīng)的管壁厚度，從而難以進(jìn)一步薄壁化。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明是鑒于這樣的問題點(diǎn)而開發(fā)的，目的在于提供一種斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用銅合金管，其對(duì)于附加在導(dǎo)熱管圓周方向的抗張力，可抑制導(dǎo)熱管發(fā)生龜裂。為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的銅合金管的要旨為具有如下組成，含有Sn:0.13.0質(zhì)量％、P:0.0050.1質(zhì)量％以下，余量為Cu及不可避免的雜質(zhì)，平均晶粒直徑為30|im以下，管的長度方向的抗拉強(qiáng)度為250MPa以上，其中，該銅合金具有Goss方位的方位分布密度(orientationdistributiondensity)為4%以下的集合組織。在此，所述銅合金管的集合組織的傾角為515。的小傾角晶界的比例優(yōu)選為1%以上。另外，所述銅合金管優(yōu)選含有Zn:0.011.0質(zhì)量％。此外，所述銅合金管優(yōu)選還含有選自Fe、Ni、Mn、Mg、Cr、Ti及Ag構(gòu)成的組的一種或兩種以上的元素，以合計(jì)計(jì)不足0.07質(zhì)量％。本發(fā)明中，作為用于使Sn-P系銅合金管的斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的前提，是使平均晶粒直徑微細(xì)化(refining),同時(shí)，使管的長度方向的抗拉強(qiáng)度達(dá)到一定以上的高強(qiáng)度。在此基礎(chǔ)上，控制Sn-P系等銅合金管的集合組織，對(duì)于附加在導(dǎo)熱管的圓周方向的抗張力抑制導(dǎo)熱管發(fā)生龜裂，使其斷裂強(qiáng)度優(yōu)異。本發(fā)明的Sn-P系銅合金管的場合，不用說，它們的集合組織的形成因銅合金管的制造過程、條件、熱處理方法不同而不同。但是，該合金管通常具有不存在特別多的特定方位的結(jié)晶面，且Cube方位、Goss方位、Brass方位(也叫作B方位)、Copper方位(也叫作Cu方位)、S方位等主要的各方位隨機(jī)存在的組織(集合組織)。本發(fā)明者們對(duì)這種"隨機(jī)的集合組織"即Sn-P系銅合金管的集合組織中的上述各方位、方位分布密度的值不那么大的上述各方位對(duì)斷裂強(qiáng)度的影響進(jìn)行了調(diào)查。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，這些集合組織中的上述各方位內(nèi)，僅Goss方位對(duì)斷裂強(qiáng)度影響特別大，其他方位因相互具有一定程度的差，越是在該Goss方位，越不會(huì)對(duì)斷裂強(qiáng)度造成較大影響。Sn-P系銅合金管的集合組織中必然存在的、Goss方位的結(jié)晶面(晶粒)的量(方位分布密度)，由于"隨機(jī)的集合組織"，其絕不會(huì)多。但是，例如，即使很少的量，Sn-P系銅合金管的集合組織中的Goss方位也會(huì)對(duì)銅合金管的斷裂強(qiáng)度造成不良影響。即，Sn-P系銅合金管的"集合組織"中的Goss方位的方位分布密度達(dá)到某種程度以上時(shí)，就會(huì)助長導(dǎo)熱管相對(duì)于附加在導(dǎo)熱管的圓周方向的抗張力發(fā)生龜裂，從而使銅合金管的斷裂強(qiáng)度明顯下降。另一方面，為了提高導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度，對(duì)于附加在導(dǎo)熱管的圓周方向的抗張力，需要使管的厚度減少、且向管圓周方向變形的伸長。如上所述，在導(dǎo)熱管的圓周方向作用有比其長度方向更大的抗張力的導(dǎo)熱管的斷6裂，多為由于附加在該導(dǎo)熱管的圓周方向的抗張力而在導(dǎo)熱管上產(chǎn)生龜裂導(dǎo)致斷裂的情況。對(duì)于這種附加在該導(dǎo)熱管的圓周方向的抗張力，要想抑制導(dǎo)熱管發(fā)生龜裂，在管圓周方向需要一邊使管的厚度減少一邊可以變形的、向管的圓周方向的伸長變形能力(特性)。在此，根據(jù)本發(fā)明者們的另一發(fā)現(xiàn)，這種導(dǎo)熱管的圓周方向的伸長變形能力，其詳細(xì)的機(jī)理還不明確，作為導(dǎo)熱管的圓周方向的機(jī)械性質(zhì)，可推測被管圓周方向的抗拉強(qiáng)度ClT和伸長量S的相互平衡支配。即，為了抑制因附加在所述圓周方向的抗張力而發(fā)生的龜裂，并不是只要增大導(dǎo)熱管的管長度方向的抗拉強(qiáng)度ciL及圓周方向的抗拉強(qiáng)度cjT即可這么簡單。還可以推測，所述的現(xiàn)有技術(shù)不能充分提高作為特別薄壁化的Sn-P系等的銅合金管的導(dǎo)熱管斷裂強(qiáng)度，是因?yàn)闆]有該發(fā)現(xiàn)。根據(jù)集合組織中的各方位的晶粒的特性進(jìn)行研究時(shí)，具有Goss方位的晶粒相對(duì)于管長度方向(管的擠壓方向)的直角方向、即管圓周方向上的r值(塑性應(yīng)變比(plasticstrainratio)的值)，理論上無限大。因此，具有Goss方位的晶粒在管圓周方向不能減少管的厚度。換言之，銅合金管的集合組織中，具有Goss方位的晶粒多時(shí)，管圓周方向的抗拉強(qiáng)度crT和伸長5的相互平衡崩潰，管圓周方向的伸長變形(elongationdeformation)能力降低。其結(jié)果是可以推測，對(duì)于附加在導(dǎo)熱管的圓周方向抗張力，難以進(jìn)行管圓周方向的變形，導(dǎo)熱管發(fā)生龜裂導(dǎo)致斷裂的可能性增大。對(duì)于這種情況，根據(jù)本發(fā)明，通過減少銅合金管的集合組織的具有Goss方位的晶粒，可以提高管圓周方向的抗拉強(qiáng)度ciT和伸長5的相互平衡，從而提高圓周方向的伸長變形能力。其結(jié)果是，即使在管圓周方向附加有抗張力，也容易向管圓周方向變形，導(dǎo)熱管中不易發(fā)生龜裂(龜裂產(chǎn)生的時(shí)間延遲)，可以增大導(dǎo)熱管(銅合金管)的斷裂強(qiáng)度。具體實(shí)施例方式下面，首先對(duì)本發(fā)明的Sn-P系銅合金管的集合組織(方位分布密度、晶粒直徑)、特性(強(qiáng)度)進(jìn)行說明。(集合組織)如上所述，本發(fā)明的Sn-P(-Zn)系銅合金管，一般情況下并非存在特別多的特定方位的結(jié)晶面，而是具有Cube方位、Goss方位、Brass方位(也叫作B方位)、Copper方位(也叫作Cu方位)、S方位等主要的各方位的結(jié)晶面隨機(jī)地存在的組織(集合組織)。本發(fā)明銅合金管通過擠壓(extrusion)來制造，但通過擠壓制造銅合金管的場合，也和通過軋制而成的板材的集合組織的場合一樣，用擠壓原管的擠壓面和擠壓方向(對(duì)擠壓原管進(jìn)行軋制加工時(shí)為扎直面和軋制方向)來表示。擠壓面用(ABC)來表現(xiàn)，擠壓方向用〈DEF〉來表現(xiàn)。基于這樣的表現(xiàn)，所述各方位如下來表現(xiàn)。Cube方位{001}<100>Goss方位{011}<100>Rotated—Goss方位{011}<011>Brass方位(B方位){011}<211>Copper方位(Cu方位){112}<111〉(Goss方位的方位分布密度)本發(fā)明以使平均晶粒直徑微細(xì)化并且將管長度方向的抗拉強(qiáng)度達(dá)到一定以上的高強(qiáng)度為前提，特征在于，設(shè)定Sn-P(-Zn)系銅合金管的集合組織中的Goss方位的方位分布密度為4%以下，使得斷裂強(qiáng)度優(yōu)異。在此，使Sn-P(-Zn)系銅合金管的"隨機(jī)的集合組織"中的Goss方位消失(方位分布密度成為0%)，在制造上是比較困難的。因而，本發(fā)明中，從提高斷裂強(qiáng)度的觀點(diǎn)出發(fā)，將Sn-P系銅合金管的"隨機(jī)的集合組織"中的Goss方位的方位分布密度的允許量設(shè)定為4%以下，以盡可能減少Goss方位的方位分布密度。如上所述，只要將對(duì)銅合金管的斷裂強(qiáng)度造成不良影響、而使銅合金管的斷裂強(qiáng)度顯著降低的Goss方位的方位分布密度設(shè)定為4%以下，就可以提高管圓周方向的抗拉強(qiáng)度cjT和伸長S相互的平衡，從而提高管圓周(或D方位(4411}<11118>S方位B/G方位B/S方位P方位{123}<634>{011}<511〉{168}<211>{011}<111>方向的伸長變形能力。其結(jié)果是，即使在管圓周方向附加有抗張力，也容易向管圓周方向變形，導(dǎo)熱管中不易發(fā)生龜裂(龜裂產(chǎn)生的時(shí)間延遲)，可以增大導(dǎo)熱管(銅合金管)的斷裂強(qiáng)度。對(duì)此，Goss方位的方位分布密度超過4y。時(shí)，銅合金管的集合組織中的具有Goss方位的晶粒變得過多。因此，管圓周方向的抗拉強(qiáng)度cjT和伸長s的相互平衡崩潰，管圓周方向的伸長變形能力降低。其結(jié)果是，對(duì)于附加在導(dǎo)熱管的圓周方向的抗張力，難以進(jìn)行管圓周方向的變形，導(dǎo)熱管發(fā)生龜裂導(dǎo)致斷裂的可能性增大，不能夠增加導(dǎo)熱管(銅合金管的斷裂強(qiáng)度。另外，本發(fā)明中的Goss方位的方位分布密度設(shè)定為4%以下的規(guī)定，是Sn-P系銅合金管的集合組織在如上所述的各方位隨機(jī)地存在的集合組織中的規(guī)定。從這一點(diǎn)來看，Goss方位的方位分布密度只要在通常的Sn-P系銅合金管的制造范圍內(nèi)，通常也不會(huì)大到例如超過10數(shù)％的程度。但是，在這種Goss方位的方位分布密度下，是否有關(guān)系到導(dǎo)熱管(銅合金管)的斷裂強(qiáng)度優(yōu)劣的臨界性的邊界，迄今為止還不得而知。由于也幾乎不知到Sn-P系銅合金管的集合組織自身，另夕卜，Sn-P系銅合金管的集合組織為"隨機(jī)的集合組織"，Goss方位的方位分布密度也不會(huì)特別大，因此，推測這是迄今為止不被關(guān)注的原因之一。如上所述，只要構(gòu)成"隨機(jī)的集合組織"的Goss方位以外的上述各方位在通常的Sn-P系銅合金管的制造范圍內(nèi)，通常的方位分布密度各自就會(huì)在10%以內(nèi)，而不會(huì)大到超過例如10數(shù)％的程度。而且，Goss方位以外的上述各方位只要在該范圍內(nèi)，只有相互的程度差，Goss方位不會(huì)對(duì)導(dǎo)熱管(銅合金管)的斷裂強(qiáng)度造成較大影響。(方位分布密度的測定)Sn-P系銅合金管的Goss方位的方位分布密度是測定，是通過對(duì)與銅合金管的長度方向(軸方向)平行的面使用掃描型電子顯微鏡SEM(ScanningElectornMicroscope)進(jìn)行的后方散射電子衍射像EBSP(ElectronBackscatterDiffractionPattern)的結(jié)晶方位解析方法(SEM/EBSP法)進(jìn)行測定。使用上述的EBSP的結(jié)晶方位解析方法是對(duì)安放在SEM鏡筒內(nèi)的試料表面照射電子線，將EBSP投影到屏幕上。用高感度照相機(jī)對(duì)其進(jìn)行拍攝并作為圖像讀入計(jì)算機(jī)。計(jì)算機(jī)對(duì)該圖像進(jìn)行解析，將其與使用已知的結(jié)晶系的模擬實(shí)驗(yàn)法形成的圖形進(jìn)行比較，由此來確定結(jié)晶的方位。該方法作為高分解能結(jié)晶方位解析方法，在金剛石薄膜或銅合金等的結(jié)晶方位解析(crystalorientationanalysis)中也是公知的。另外，這些結(jié)晶方位解析法的詳情記載于神戶制鋼技報(bào)/Vol.52.No.2(S印.2002)P66一70、及日本特開2007—177274號(hào)公報(bào)等中。此外，通過該方法進(jìn)行銅合金的結(jié)晶方位解析的粒子也別公示于日本特開2005—29857號(hào)公報(bào)、日本特開2005—139501號(hào)公報(bào)等。使用上述的EBSP的結(jié)晶方位解析方法不是對(duì)每個(gè)晶粒的測定，而是對(duì)指定的試料區(qū)域以任意的間隔進(jìn)行掃描來測定，并且，上述程序是對(duì)全部測定點(diǎn)自動(dòng)地進(jìn)行測定，所以，測定結(jié)束時(shí)可得到數(shù)萬數(shù)十萬點(diǎn)的結(jié)晶方位數(shù)據(jù)。因此，具有觀察視野寬闊、在數(shù)小時(shí)以內(nèi)可得到相對(duì)于大量晶粒的平均晶粒直徑、平均晶粒直徑的標(biāo)準(zhǔn)偏差、或方位解析的信息的優(yōu)點(diǎn)。另外，還具有可以得到有關(guān)包羅了整個(gè)測定區(qū)域的大量的測定點(diǎn)的上述各信息的優(yōu)點(diǎn)。對(duì)此，為進(jìn)行集合組織的測定所廣泛使用的X線衍射(X線衍射強(qiáng)度等)，與使用上述EBSP的結(jié)晶方位解析方法相比，可測定每一晶粒的比較微小的區(qū)域的組織(集合組織)。因此，像使用上述EBSP的結(jié)晶方位解析方法那樣，不能正確地測定影響導(dǎo)熱管(銅合金管)的斷裂強(qiáng)度的比較微小的區(qū)域的組織(集合組織)。對(duì)該方法中的結(jié)晶方位解析順序更具體地進(jìn)行說明。首先，從與所制造的銅合金管的長度方向(軸方向)平行的面采取組織觀察用的試驗(yàn)片，對(duì)其進(jìn)行機(jī)械研磨及拋光研磨后，進(jìn)行電解研磨對(duì)表面進(jìn)行調(diào)整。對(duì)這樣得到的試驗(yàn)片使用例如日本電子社(JOELLtd.)制的SEM、和TSL社制的EBSP測定'解析系統(tǒng)OIM(OrientationImagingMacrograph),且使用同一系統(tǒng)的解析軟件(軟件名"OIMAnalysis)判定各晶粒是否為成為對(duì)象的方位(偏離理想方位10°以內(nèi))，從而求出測定視野中的方位密度。這時(shí)，通常將所測定的材料的測定區(qū)域切分為六角形等區(qū)域，對(duì)被切分而成的各區(qū)域，由入射到試料表面的電子線的反射電子得到菊池衍射圖10(Kikuchipattem)。此時(shí)，只要使電子線對(duì)試料表面進(jìn)行二維掃描以規(guī)定艱巨測定每一結(jié)晶方位，即可測定試料表面的方位分布。接著，對(duì)得到的菊池衍射圖進(jìn)行解析，則可知電子線入射位置的結(jié)晶方位。即，將得到的菊池衍射圖和已知的結(jié)晶結(jié)構(gòu)的數(shù)據(jù)進(jìn)行比較，求出其測定點(diǎn)的結(jié)晶方位。同樣地操作，求出與該測定點(diǎn)鄰接的測定點(diǎn)的結(jié)晶方位，這些相互鄰接的結(jié)晶的方位差在士10。以內(nèi)(偏離結(jié)晶面士10。以內(nèi))的測定點(diǎn)屬于同意結(jié)晶面(看作)。另外，在雙方結(jié)晶的方位差超過土10。的情況下，將其之間(雙方的六角形相接的邊等)作為晶界。這樣操作則可求出試料表面的結(jié)晶晶界的分布。測定視野范圍是設(shè)定例如500pmx500(im左右的區(qū)域，按照試驗(yàn)片的適當(dāng)部位數(shù)或處數(shù)對(duì)試料進(jìn)行測定并將測定結(jié)果平均化。另外，因?yàn)樗鼈兊姆轿环植荚诤穸确较蚴亲兓?，所以，?yōu)選在厚度方向任意地取任何點(diǎn)并取其平均來求出。但是，銅合金管是厚度在l.Omm以下的薄壁管，因此，也可以用按其原始的厚度測定的值進(jìn)行評(píng)價(jià)。(小傾角晶界的比例)本發(fā)明中，為了在控制上述Goss方位的方位分布密度的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步提高斷裂強(qiáng)度，優(yōu)選還要對(duì)小傾角晶界(low—anglegrainboundary)的比例進(jìn)行規(guī)定。即，將Sn—P系銅合金管的集合組織中的傾角515°的小傾角晶界的比例設(shè)定為1%以上。作為對(duì)象的Sn-P系銅合金管，不僅其上述Goss方位的方位分布密度及后述的平均晶粒直徑，而且小傾角晶界的比例也對(duì)斷裂強(qiáng)度有較大影響。Sn-P系銅合金管的集合組織中，原始小傾角晶界的比例絕對(duì)較小，但是，即使在該比例小的集合組織中，只要小傾角晶界的比例更多，即可避免因附加在導(dǎo)熱管的圓周方向的抗張力而產(chǎn)生龜裂時(shí)的"變形集中"，與上述Goss方位的方位分布密度控制同樣地，管圓周方向變得容易變形。其結(jié)果是，在該小傾角晶界的比例小到不足1%的情況下，控制上述Goss方位的方位分布密度，也有可能產(chǎn)生不能提高斷裂強(qiáng)度的情況。該小傾角晶界是通過將EBSP搭載于所述SEM上的結(jié)晶方位解析方法測定的、結(jié)晶晶界內(nèi)結(jié)晶方位差異小到515。的結(jié)晶晶界。結(jié)晶方位的差異大于15。的結(jié)晶晶界成為大傾角晶界(high—anglegrainboundary)。本發(fā)明中，該小傾角晶界的比例設(shè)定為1%以上，作為相對(duì)于通過所述結(jié)ii晶方位解析法測定的這些小傾角晶界的結(jié)晶晶界的全長(被測定的所有小傾角晶界結(jié)晶晶界的總計(jì)長度)的、同樣地測定的結(jié)晶方位的差異為5180。的結(jié)晶晶界的全長(被測定的所有晶粒的結(jié)晶晶界的總計(jì)長度)的比例。艮P，小傾角晶界的比例(％)設(shè)定為[(5—15。的結(jié)晶晶界的全長)/(5180。的結(jié)晶晶界的全長)xlOO]來計(jì)算。小傾角晶界的比例的上限鎂由特別規(guī)定，但30%程度為可制造的界限。(平均晶粒直徑)本發(fā)明銅合金管的平均晶粒直徑為30pm以下。厚度比較厚的情況下幾乎沒有影響，但根據(jù)輕量化薄壁化的要求，導(dǎo)熱管的厚度被薄壁化到特別薄的200pm以下時(shí)，該晶粒直徑的大小的影響顯著增大。g卩，平均晶粒直徑大時(shí)，不能夠避免由于附加在導(dǎo)熱管的圓周方向的抗張力而發(fā)生龜裂時(shí)的"變形集中"，導(dǎo)熱管上容易發(fā)生龜裂。其結(jié)果是，即使控制上述Goss方位的方位分布密度及小傾角晶界的比例等的集合組織，也難以提高斷裂強(qiáng)度。另外，將銅合金管組裝到空調(diào)機(jī)等熱交換器中時(shí)，進(jìn)行彎曲加工后在彎曲部容易發(fā)生裂紋。此外，銅合金管被加工成熱交換器時(shí)，受釬焊的熱影響，晶粒直徑粗大化，但事先沒有將平均晶粒直徑微細(xì)化到30^im以下時(shí)，平均晶粒直徑因粗大化而超過lOOpm的可能性增大，在釬焊部耐壓強(qiáng)度大幅度降低。因此，運(yùn)轉(zhuǎn)壓力高的HFC系氟利昂制冷劑及碳酸氣體制冷劑用的熱交換器中使用銅合金管時(shí)，可靠性降低。因而，本發(fā)明的銅合金管，其平均晶粒直徑微細(xì)化到30pm以下，在銅合金管階段就不會(huì)使晶粒粗大化。該平均晶粒直徑是通過JISH0501規(guī)定的切斷法，對(duì)與銅合金管的長度方向(軸方向)平行的面測定銅合金管的壁厚方向的平均晶粒直徑，將其與在銅合金管的長度方向的任意的10處測定的結(jié)果進(jìn)行平均，作為平均晶粒直徑()iim)。(抗拉強(qiáng)度)本發(fā)明的銅合金管，其管長度方向(管軸方向)的抗拉強(qiáng)度ciL達(dá)到250MPa以上的高強(qiáng)度。銅合金管的厚度被薄壁化到壁厚為l.Omm以下、且0.8mm左右時(shí)，要得到所述新制冷劑使用時(shí)的斷裂強(qiáng)度(耐壓強(qiáng)度)，前提是需要達(dá)到250MPa以上的高強(qiáng)度化。另外，銅合金管的強(qiáng)度低時(shí)，組裝到空調(diào)機(jī)等的熱交換器中時(shí)的釬焊后降低的強(qiáng)度也不能充分保證。但是，即使一些銅合金管高強(qiáng)度化，如果不進(jìn)行上述Goss方位的方位分布密度控制等集合組織控制，反而會(huì)使管圓周方向的抗拉強(qiáng)度ciT和伸長5的相互平衡變差。因此產(chǎn)生不能提高特別薄壁化后的Sn-P系等的銅合金管作為導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度的情況。另外，由于以小徑的導(dǎo)熱管為對(duì)象，因此，本發(fā)明的銅合金管有時(shí)不能從圓周方向采取抗張?jiān)囼?yàn)用的試驗(yàn)片。所以，也會(huì)造成不能對(duì)管圓周方向的抗拉強(qiáng)度ciT進(jìn)行測定的情況，因此，用可測定的管長度方向的抗拉強(qiáng)度oL對(duì)強(qiáng)度進(jìn)行規(guī)定。(測定)這些銅合金管的集合組織和平均晶粒直徑、強(qiáng)度，在作為熱交換器使用的狀態(tài)下有效，所以，作為熱交換器用的最終制品出售的銅合金管、或在作為熱交換器的裝配前、作為熱交換器裝配后(包括作為熱交換器的使用中及使用后)，也是在被釬焊的部分以外的部分的狀態(tài)下進(jìn)行規(guī)定。因而，在這些狀態(tài)下，測定銅合金管的集合組織和平均晶粒直徑、強(qiáng)度，并判斷其是否在本發(fā)明范圍內(nèi)。(銅合金成分組成)接著，對(duì)本發(fā)明的熱交換器用導(dǎo)熱管的銅合金成分組成進(jìn)行以下說明。在本發(fā)明中，將銅合金的成分設(shè)定為滿足熱交換器用銅管的要求特性、生產(chǎn)性也高的Sn-P系銅合金。作為熱交換器用銅管的要求特性，需要滿^:熱傳導(dǎo)率高、熱交換器制作時(shí)的彎曲加工性及釬焊性良好等。生產(chǎn)性是指能夠進(jìn)行豎爐鑄錠(shaftkilningotcasting)或熱擠壓。因此，本發(fā)明銅合金的成分組成為含有Sn:0.13.0質(zhì)量。/。、P:0.0050.1質(zhì)量％，余量具有由Cu及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成。其中，還可以選擇性地含有Zn:0.011.0質(zhì)量％，也可以含有選自Fe、Ni、Mn、Mg、Cr、Ti及Ag構(gòu)成的組的一種或兩種以上的元素，以合計(jì)計(jì)低于0.07質(zhì)量%。下面，對(duì)這些銅合金成分組成的各元素的成分含有理由及限定理由進(jìn)行說明。13Sn:0.13.0質(zhì)量％Sn具有提高銅合金管的抗?jié)q強(qiáng)度、抑制晶粒的粗大化的效果，與磷脫氧銅管相比，可使管的壁厚減薄。銅合金管的Sn含量超過3.0質(zhì)量％時(shí)，鑄錠中的凝固偏析(segregation)加劇，有時(shí)通過通常的熱擠壓及/或加工熱處理不能完全消除偏析，銅合金管的金屬組織、機(jī)械性質(zhì)、彎曲加工性、釬焊后的組織及機(jī)械性質(zhì)不均勻。另外，擠壓力變高，為了用和Sn含量為3.0質(zhì)量％以下的銅合金相同的擠壓力進(jìn)行擠壓成形，必需提高擠壓溫度，由此，擠壓材料的表面氧化增加，生產(chǎn)性降低及銅合金管的表面缺陷增加。另一方面，Sn不足0.1質(zhì)量。/。時(shí)，得不到所述的充分的抗拉強(qiáng)度及細(xì)的晶粒直徑。P:0.0050.1質(zhì)量％P和Sn同樣具有提高銅合金管的抗拉強(qiáng)度、抑制晶粒的粗大化的效果，與磷脫氧銅管相比，可使管的壁厚減薄。銅合金管的P含量超過O.l質(zhì)量％時(shí)，熱擠壓時(shí)容易產(chǎn)生裂紋，應(yīng)力腐蝕裂紋敏感性(susceptivitytostresscorrosioncracking)變高，并且，熱傳導(dǎo)率大幅度降低。P含量不足0.005質(zhì)量％時(shí)，因脫酸不足氧量增加而產(chǎn)生P的氧化物，鑄錠的致密性降低，作為銅合金管的彎曲加工性降低。另一方面，P不足0.005質(zhì)量％時(shí)，得不到所述的充分的抗拉強(qiáng)度及細(xì)的晶粒直徑。Zn:0.011.0質(zhì)量％Zn通過含有Zn，就不會(huì)使銅合金管的熱傳導(dǎo)率大幅度降低，能夠提高強(qiáng)度、耐熱性及疲勞強(qiáng)度。另外，通過添加Zn可以減少冷軋、拉伸(drawing)及滾壓(innergrooving)等使用的工具的磨耗，具有延長拉伸柱塞及帶槽柱塞等的壽命的效果，有助于生產(chǎn)成本的降低。Zn含量超過1.0質(zhì)量％時(shí)，管的長度方向及管圓周方向的抗拉強(qiáng)度反而降低，斷裂強(qiáng)度降低。另外，應(yīng)力腐蝕敏感性變高。另外，Zn的含量不足0.01質(zhì)量％時(shí)，不能充分得到上述的效果。因而，選擇性地含有時(shí)的Zn的含量要達(dá)到0.0011.0質(zhì)量％。選自Fe、Ni、Mn、Mg、Cr、Ti及Ag構(gòu)成的組的一種或兩種以上的元素，以合計(jì)不足0.07質(zhì)量％Fe、Ni、Mn、Mg、Cr、Ti、Zr及Ag都可以提高本發(fā)明的銅合金的強(qiáng)度、耐壓斷裂強(qiáng)度及耐熱性，使晶粒微細(xì)化而改善彎曲加工性。但是，選自所述元素中的一種或兩種以上的元素的含量超過0.07質(zhì)量％時(shí)，擠壓力上升，因此，用和未添加這些元素的銅合金管相同的擠壓力進(jìn)行擠壓時(shí)，必需提高擠壓溫度。由此，擠壓材料的表面氧化增多，所以，在本發(fā)明的銅合金管中，表面缺陷多發(fā)，不能提高特別薄壁化后的Sn—P系等銅合金管作為導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度。因此，在選擇性含有的情況下，理想的是，選自Fe、Ni、Mn、Mg、Cr、Ti、Zr及Ag構(gòu)成的組的一種或兩種以上的元素合計(jì)不足0.07質(zhì)量％。所述含量更優(yōu)選不足0.05質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選不足0.03質(zhì)量％。雜質(zhì)其它元素為雜質(zhì)，為了提高薄壁化后的Sn—P系等銅合金管作為導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度，優(yōu)選含量盡可能少。但是，和用于降低這些雜質(zhì)的成本也有關(guān)系，下面，表示代表性的雜質(zhì)元素的現(xiàn)實(shí)性的容許量(上限量)。S:銅合金管的S和Cu形成化合物存在于母相中。作為原料使用的低品位硫化銅礦(low—graadecoppermetal)、碎鐵等的配合比例增加時(shí)，S的含量增加。S助長鑄錠時(shí)的鑄錠裂紋或熱擠壓裂紋。另外，對(duì)擠壓材料進(jìn)行冷軋并進(jìn)行拉伸加工時(shí)，Cu—S化合物沿管的軸方向伸張，在銅合金母相和Cu—S化合物的界面容易發(fā)生裂紋。因此，在加工中的半制品及加工后的制品中，容易形成表面瑕疵或裂紋等，使得特別薄壁化后的Sn—P系銅合金管作為導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度降低。另外，進(jìn)行管的彎曲加工時(shí)，以發(fā)生裂紋為起點(diǎn)在彎曲部發(fā)生裂紋的頻率變高。因而，S含量為0.005質(zhì)量％以下，優(yōu)選0.003質(zhì)量％以下，進(jìn)一步優(yōu)選0.0015質(zhì)量％以下。為了減少S含量，有效的對(duì)策是減少低品位硫化銅礦及碎鐵的使用量，降低溶解氣氛SOx氣體，選定合適的爐材料，在熔態(tài)金屬中添加微量的加強(qiáng)Mg及Ca等和S的親和性強(qiáng)的元素等。As、Bi、Sb、Pb、Se、Te等關(guān)于S以外的雜質(zhì)元素As、Bi、Sb、Pb、Se、Te等也一樣，會(huì)降低鑄錠、熱軋材料及冷軋加工材料的致密性，特別薄壁化后的Sn—P系等的銅合金管作為導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度降低。因而，這些元素的合計(jì)含量(總量)為0.0015質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0.0010質(zhì)量％以下，進(jìn)一步優(yōu)選0.0005質(zhì)量％以下?！?:在銅合金管中，O的含量超過0.005質(zhì)量％時(shí)，Cu或Sn的氧化物巻進(jìn)鑄錠中，鑄錠的致密性降低，使得特別薄壁化后的Sn—P系等的銅合金管作為導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度降低。因此，O的含量優(yōu)選0.005質(zhì)量°/。以下。為了進(jìn)一步改善彎曲加工性，O的含量優(yōu)選0.003質(zhì)量％以下，進(jìn)一步優(yōu)選0.0015質(zhì)量％以下。H:溶解鑄造時(shí)進(jìn)入熔態(tài)金屬的氫(H)變多時(shí)，凝固時(shí)固溶量減少的氫在鑄錠的晶界析出，形成大量的針孔，熱擠壓時(shí)發(fā)生裂紋。另外，對(duì)擠壓后又進(jìn)行了軋制及拉伸加工的銅合金管進(jìn)行退火時(shí)，退火時(shí)H在晶界凝縮，依次為誘因容易發(fā)生膨脹，使得特別薄壁化后的Sn—P系等的銅合金管作為導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度降低。H的含量優(yōu)選0.0002質(zhì)量％以下。為了進(jìn)一步提高斷裂強(qiáng)度，也包含制品成品率，優(yōu)選將H的含量設(shè)定為0.0001質(zhì)量％以下。另外，為了減少H的含量，有效的對(duì)策是將溶解鑄造時(shí)的原料進(jìn)行干燥、使熔態(tài)金屬包覆木炭(charcoalcoveringformoltenmetal)的赤熱、和熔態(tài)金屬接觸的氣氛的露點(diǎn)低、使添加磷前的熔態(tài)金屬帶有氧化傾向等。(銅合金管的制造方法)接著，對(duì)本發(fā)明銅合金管的制造方法以平滑管的情況為例進(jìn)行以下說明。本發(fā)明的銅合金管工程自身通過通常的方法即可制造，但還有為了將銅合金管的集合組織設(shè)定為如上所述的本發(fā)明的規(guī)定內(nèi)所需要的特別的條件。首先，將原料電解質(zhì)銅(electrolytecopper)在木炭包覆的狀態(tài)下溶解，銅溶解后，按規(guī)定量添加Sn及Zn，并添加Cu—15質(zhì)量。/。間作脫酸、添加P作為P中間合金。此時(shí)，也可以使用Cu—Sn—P的母合金代替Sn及Cu—P母合金。成分調(diào)整結(jié)束后，通過半連續(xù)鑄造制作規(guī)定尺寸的鋼坯(billet)。在加熱爐內(nèi)對(duì)得到的鋼坯加熱，進(jìn)行均質(zhì)化處理(homogenizationtreatment)。另外，優(yōu)選在熱擠壓前將鋼坯在750950°C16保持1分鐘2小時(shí)左右，進(jìn)行均質(zhì)化的偏析改善。其后，在鋼坯上進(jìn)行刺穿(piercing)方式的穿孔加工，然后在75095(TC下進(jìn)行熱擠壓。制造本發(fā)明的銅合金管時(shí)，必需以消除Sn的偏析及將制品管中的組織微細(xì)化為前提，為此，優(yōu)選將熱擠壓的截面減少率([被穿孔的鋼坯的環(huán)狀的面積一熱擠壓后的原管的截面積]/[被穿孔的鋼坯的環(huán)狀的面積]xl00%)設(shè)定為88%以上，優(yōu)選設(shè)定為93%以上，再通過水冷等方法，以表面溫度達(dá)到30(TC的冷卻速度為1(TC/秒以上，優(yōu)選15。C/秒以上，進(jìn)一步優(yōu)選2(TC/秒以上的方式，對(duì)熱擠壓后的原管進(jìn)行冷卻。(擠壓原管組織)在此，在熱擠壓后的擠壓原管中殘留有加工組織時(shí)，制品即Sn—P系銅合金管的集合組織中的Goss方位的方位分布密度減少到4%以下，難以使斷裂強(qiáng)度優(yōu)異。加工組織的晶粒在最終退火等退火工序中，作為Goss方位的核起作用，容易成為Goss方位的晶粒。因此，熱擠壓后的擠壓原管需要設(shè)定為加工組織盡可能少的再結(jié)晶組織。另一方面，Sn—P系銅合金管比磷脫氧銅制導(dǎo)熱管強(qiáng)度高，因此，與磷脫氧銅制導(dǎo)熱管相比，熱擠壓機(jī)的能力形成的高的擠壓力，無論如何，擠壓速度也容易減慢。換言之，在對(duì)Sn—P系銅合金管進(jìn)行擠壓的情況下，在通常的方法中，由于溫度降低需要花費(fèi)時(shí)間，加工組織成為殘留在再結(jié)晶組織即應(yīng)擠壓原管中的混粒組織(Duplexgrainstructure)。其結(jié)果是，制品即銅合金管的集合組織中的Goss方位的方位分布密度減少到4%以下，難以使斷裂強(qiáng)度優(yōu)異。(從加熱爐取出之后到熱擠壓結(jié)束所需要的時(shí)間)這樣，由于將熱擠壓后的擠壓原管設(shè)定為加工組織盡可能少的再結(jié)晶組織，不論加熱溫度或熱擠壓機(jī)的能力如何，都需要在現(xiàn)在被廣泛使用的銅管的直接擠壓機(jī)的范圍，盡可能地縮短從加熱爐取出之后到熱擠壓結(jié)束所需要的時(shí)間，即在5.0分鐘以下、更優(yōu)選在3分鐘以下進(jìn)行。其次，對(duì)擠壓原管進(jìn)行滾壓加工，以減小外徑和壁厚。通過將這時(shí)的加工率以截面減少率計(jì)設(shè)定為92%以下，可以減少滾壓時(shí)的制品不良。另外，對(duì)滾壓原管進(jìn)行拉伸加工，制造規(guī)定尺寸的原管。通常，拉伸加工使用多臺(tái)拉伸機(jī)進(jìn)行，通過將各拉伸機(jī)的加工率(截面減小率)設(shè)定為35%以下，則可減少原管中的表面缺陷及內(nèi)部裂紋。(最終退火處理)其后，在需求家中對(duì)管進(jìn)行彎曲加工時(shí)及使用拉伸管制造內(nèi)面帶槽管時(shí)等，對(duì)拉伸管進(jìn)行最終退火處理并按照調(diào)質(zhì)類別(tamperdesignation)制成O材。本發(fā)明的銅合金管連續(xù)進(jìn)行退火時(shí)，可以利用銅管線圈等退火通常使用的輥底式連續(xù)熱處理爐(rollerhearthflimace)、或向高頻感應(yīng)線圈通電，同時(shí)使銅管在所述線圈中通過的高頻感應(yīng)線圈產(chǎn)生的加熱。利用輥底式連續(xù)熱處理爐制造本發(fā)明的銅合金管時(shí)，拉伸管的尸體溫度達(dá)到400700°C，優(yōu)選在該溫度下將拉伸管加熱1分鐘120分鐘進(jìn)行退火。另外，從室溫到規(guī)定溫度的平均升溫速度優(yōu)選5。C/分鐘以上，進(jìn)一步優(yōu)選l(TC/分鐘以上進(jìn)行加熱。拉伸管的尸體溫度低于40(TC時(shí)，不能成為完全再結(jié)晶組織(殘存有纖維狀的加工組織)，難以進(jìn)行需求家的彎曲加工及內(nèi)面帶槽管的加工。另外，在超過70(TC的溫度下，晶粒粗大化，管的彎曲加工性反而降低，另外在內(nèi)面帶槽加工中，管的抗拉強(qiáng)度降低，從而管長度方向的伸長加大，難以將管內(nèi)面的散熱片形成正確的形狀。所以，優(yōu)選在拉伸管的實(shí)體溫度為400700。C的范圍進(jìn)行退火。另外，在該溫度范圍的加熱時(shí)間短于1分鐘時(shí)，不能成為完全再結(jié)晶組織，因此會(huì)產(chǎn)生所述的問題。另外，即使超過120分鐘進(jìn)行退火，晶粒界也不變，退火效果徹底飽和，所以，所述溫度范圍的加熱時(shí)間適宜為1分鐘120分鐘。另外，也可以使用高頻感應(yīng)加熱爐替代上述輥底式連續(xù)熱處理爐進(jìn)行的連續(xù)退火，進(jìn)行高速升溫、高速冷卻及短時(shí)間加熱的退火。(最終退火后的制品管組織)在此，這些最終退火后的冷卻速度慢時(shí)，冷卻過程中Goss方位容易發(fā)達(dá)，制品即Sn—P系銅合金管的集合組織中的Goss方位的方位分布密度不易減小到4%以下。另外，也那不易使所述傾角為515。的小傾角晶界的比例達(dá)到1%以上，結(jié)果是，難以得到優(yōu)異的斷裂強(qiáng)度。另外，冷卻速度慢時(shí)，冷卻過程中晶粒也容易變得粗大化。(最終退火后的冷卻速度、最終退火后的升溫速度)因此，這些最終退火后的冷卻速度應(yīng)盡可能快，為1.(TC/分鐘以上，優(yōu)選5.(TC/分鐘以上，更優(yōu)選20.(TC/分鐘以上。另外，為了不使晶粒粗大化，從室溫上升到指定溫度的平均升溫速度也優(yōu)選快速升溫。升溫速度比5°〇/分鐘慢時(shí)，即使加熱到相同溫度，晶粒也容易粗大化，從耐壓斷裂強(qiáng)度及彎曲加工性方面考慮不優(yōu)選，并且會(huì)阻礙生產(chǎn)性。因而，從室溫上升到指定溫度的平均升溫速度優(yōu)選5°C/分鐘以上。以上是平滑管的制造方法，但也可以根據(jù)需要對(duì)這樣進(jìn)行了退火的平滑管進(jìn)行各種加工率的拉伸加工，制成抗拉強(qiáng)度提高的加工管。另外，內(nèi)面帶槽管的場合，是對(duì)退火后的平滑管迸行帶槽滾壓加工。這樣操作制造內(nèi)面帶槽管后進(jìn)一步進(jìn)行通常的退火。另外，也可以根據(jù)需要對(duì)這樣退火后的內(nèi)面帶槽進(jìn)行輕加工率的拉伸加工，以提高其抗抗拉強(qiáng)度。下面，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說明。也可以變更制造條件制造將合金元素等的成分組成、集合組織進(jìn)行了各種變更的Sn-P系銅合金管(平滑管)。對(duì)這些銅合金管的平均晶粒直徑、Goss方位的方位分布密度及傾角515。的小傾角晶界的比例等組織、機(jī)械性質(zhì)進(jìn)行調(diào)査，同時(shí)，測定其斷裂強(qiáng)度并進(jìn)行評(píng)價(jià)。這些結(jié)果表示于表l、2。(平滑管的制造條件)(a)以電解質(zhì)銅為原料，在熔態(tài)金屬中添加規(guī)定量的Sn，再根據(jù)需要添加Zn后，添加Cu-P母合金，由此制作規(guī)定組成的熔態(tài)金屬。將這些熔制成的銅合金的成分組成作為銅合金的成分組成示于表1。(b)在鑄造溫度120(TC下半連續(xù)鑄造直徑300mmx長度6500mm的鑄錠，從得到的鑄錠上切出長度450mm的鋼坯。(c)用鋼坯加熱器將鋼坯加熱到65(TC后再在加熱爐(感應(yīng)加熱器(inductionheater))加熱到950。C，到達(dá)95(TC且經(jīng)過2分鐘后，從加熱爐中取出，用熱擠壓機(jī)在鋼坯中心實(shí)施直徑80mm的穿孔加工，之后立即(不能延遲)用同意熱擠壓機(jī)制作外徑96mm、壁厚9.5mm的擠壓原管(截面減少率96.6%)。熱擠壓后的擠壓原管到300。C的平均冷卻速度設(shè)定為40。C/秒。(d)此對(duì)，發(fā)明例中，為了使熱擠壓后的擠壓原管成為加工組織盡可19能少的再結(jié)晶組織，從加熱爐取出之后直到熱擠壓完成(水冷等冷卻后)的所需時(shí)間在共同為5.0分鐘以下的短時(shí)間內(nèi)進(jìn)行。這些從加熱爐取出之后直到熱擠壓完成的所需時(shí)間示于表2。(e)通過對(duì)擠壓原管進(jìn)行軋制，制作外徑35mm、壁厚2.3mm的軋制原管，對(duì)軋制原管以一次拉伸工序中的截面減少率為35%以下的方式反復(fù)進(jìn)行拉制拉伸加工，得到外徑9.52mm、壁厚0.80mm的銅合金管-0材。(f)作為最終退火是在退火爐內(nèi)、且在還原性氣體氣氛中，將所述拉伸管加熱至450630°C(平均升溫速度12。C/分鐘)，在該溫度下保持30120分鐘，使其通過冷卻帶緩慢冷卻到室溫，作為供試材料。(g)此時(shí)，發(fā)明例中，這些最終退火后的冷卻速度設(shè)定為rc/分鐘以上的盡可能快的冷卻速度。這些最終退火后的冷卻速度示于表2。這些制成的銅合金管(外徑9.52mm、壁厚0.80mm、0材)的平均晶粒直徑、Goss方位的方位分布密度及傾角515。的小傾角晶界的比例等組織、經(jīng)濟(jì)協(xié)作、斷裂強(qiáng)度等特性示于表3。另外，在所述表1中，發(fā)明例、比較例的各例一同進(jìn)行統(tǒng)一設(shè)定，銅合金管的S含量為0.005質(zhì)量％以下、As、Bi、Sb、Pb、Se、Te的總計(jì)含量(總量)為0.0005質(zhì)量％以下、0的含量為0.003質(zhì)量％以下、H的含量為0.0001質(zhì)量％以下。(抗拉強(qiáng)度)管的長度方向和圓周方向的抗拉強(qiáng)度如下進(jìn)行測定。在管長度方向均衡地切開縫隙后，從長度方向和圓周方向切出試驗(yàn)片，作成長29mm、寬10mm的抗張?jiān)囼?yàn)片，在(美國)英斯特朗(Ins加n)公司制5566型萬能精密拉伸試驗(yàn)機(jī)(precicionuniversaltestingmachine)測定管長度方向的抗拉強(qiáng)度oL和管圓周方向的抗抗拉強(qiáng)度(5T及伸長。另外，抗張?jiān)囼?yàn)片在將管均衡地切開測定其抗拉強(qiáng)度、和對(duì)將原管和管均衡地切幵而成的材料的截面部分進(jìn)行硬度測定表示相同的值時(shí)，則判定切開管對(duì)抗拉強(qiáng)度沒有影響。銅合金管具有抗拉強(qiáng)度為250MPa以上、Goss方位的方位分布密度為4%以下的集合組織。另夕卜，銅合金管的集合組織中的傾角515°的小傾角晶界的比例也為1%以上。(集合組織)所述制成的銅合金管的集合組織中的平均晶粒直徑、Goss方位的方位分布密度及傾角515。的小傾角晶界的比例等，通過所述的在SEM上搭載有EBSP系統(tǒng)的結(jié)晶方位解析法來測定。另外，發(fā)明例、比較例中，和Goss方位同時(shí)測定的Goss方位以外的主要方位的方位分布密度，共有地因?yàn)楦鱾€(gè)程度的差都在10%以下，不能說存在特別多的特定方位的結(jié)晶面，而是各方位隨機(jī)地存在的組織(集合組織)。在此，測定了方位分布密度的主要方位是Cube方位、Rotated-Goss方位、Brass方位(B方位)、Copper方位(Cu方位)、S方位、B/G方位、B/S方位、P方位。(斷裂強(qiáng)度)從所述制成的銅合金管采取300mm長的銅合金管作為試驗(yàn)用，將銅合金管的一端部用金屬制夾具(螺栓)堵塞使其具有耐壓性。而且，用泵從另一開放側(cè)端部緩慢提高管內(nèi)所負(fù)載的水壓，(升壓速度L5MPa/秒左右)、用布爾登壓力計(jì)讀取管完全斷裂時(shí)的水壓(MPa)，將其作為導(dǎo)熱管的斷裂強(qiáng)度(耐壓強(qiáng)度、耐壓性能、斷裂壓力)。對(duì)同意銅合金管進(jìn)行5次(對(duì)5各試驗(yàn)管)該試驗(yàn)，將各水壓(MPa)的平均值作為斷裂強(qiáng)度。如表l、2所示，發(fā)明例114是在所謂的具有本發(fā)明范圍內(nèi)的銅合金管成分組成、從加熱爐取出直到擠壓結(jié)束的時(shí)間為5.0分鐘以內(nèi)、最終冷卻速度為l.(TC/分鐘以上的、優(yōu)選的制造條件范圍內(nèi)制造。其結(jié)果是，發(fā)明例具有銅合金管的平均晶粒直徑為30pm以下、管的長度方向的抗拉強(qiáng)度(jL為250MPa以上、Goss方位的方位分布密度為4%以下的集合組織。另外，銅合金管的集合組織中的傾角515°的小傾角晶界的比例也為1%以上。該結(jié)果說明，發(fā)明例與比較例相比，管圓周方向的抗拉強(qiáng)度crT和伸長的平衡優(yōu)異、斷裂強(qiáng)度優(yōu)異。這些發(fā)明例的斷裂強(qiáng)度性能表示，在所述的HFC系氟利昂R410A或c02制冷劑等的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力，即為現(xiàn)有制冷劑R22的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力的的1.66倍的新制冷劑的運(yùn)轉(zhuǎn)壓力下，即使薄壁化也可以耐用。對(duì)此，比較例19、20具有本發(fā)明范圍內(nèi)的銅合金管成分組成，并且比較例19的、從加熱爐取出到擠壓結(jié)束的時(shí)間過長，超過了5.0分鐘，比較例20的最終退火冷卻速度過慢，不足l.(TC/分鐘。其結(jié)果是，這些21比較例具有銅合金管的平均晶粒直徑為30pm以下、管的長度方向的抗拉強(qiáng)度cjL為250MPa以上、但Goss方位的方位分布密度過多而超過4°/。的集合組織。其結(jié)果是，這些比較例與上述發(fā)明例相比，銅合金管圓周方向的抗拉強(qiáng)度ciT和伸長的平衡差，斷裂強(qiáng)度差。比較例15、17的Sn、P的各含量過少且不足下限。因此，雖然在所述優(yōu)選制造條件范圍內(nèi)制造，具有Goss方位的方位分布密度為4%以下的集合組織，但是銅合金管長度方向及圓周方向的抗拉強(qiáng)度比發(fā)明例差，斷裂強(qiáng)度也差。比較例16、18的Sn、P的各含量過多且超過上限。因此，比較例16中，指定中的凝固偏析嚴(yán)重，終止了對(duì)銅合金管的熱擠壓。另外，比較例18中，熱擠壓時(shí)產(chǎn)生裂紋，終止了對(duì)銅合金管的熱擠壓。因而，他們不能進(jìn)行銅合金管的組織及特性的調(diào)查。比較例21的Zn的含量規(guī)定超過上限。因此，雖然在所述優(yōu)選制造條件范圍內(nèi)制造，具有Goss方位的方位分布密度為4。/。以下的集合組織，但是銅合金管長度方向及圓周方向的抗拉強(qiáng)度比發(fā)明例差，斷裂強(qiáng)度也差。另外，由于在腐蝕促進(jìn)試驗(yàn)中產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕裂紋，所以實(shí)際上不適用。由以上的結(jié)果可以證明，用于得到在新制冷劑的高運(yùn)轉(zhuǎn)壓力下，即使被薄壁化也可耐用的、斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的銅合金管的、本發(fā)明的成分組成、強(qiáng)度、集合組織的規(guī)定、以及用于得到該集合組織的優(yōu)選制造條件的意義。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>23表2<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>本發(fā)明的銅合金管在新制冷劑的高運(yùn)轉(zhuǎn)壓力下，即使薄壁化到l.Omm以下也可耐用的斷裂強(qiáng)度優(yōu)異。因此，能夠用于使用二氧化碳及HFC系氟利昂等新制冷劑的熱交換器的導(dǎo)熱管(平滑管及內(nèi)面帶槽管)、所述熱交換器和凝縮器連接的制冷劑配管或機(jī)內(nèi)配管。另外，本發(fā)明的銅合金管在釬焊加熱后也具有優(yōu)異的耐壓斷裂強(qiáng)度，因此，能夠用于具有釬焊部的導(dǎo)熱管、水配管、燈油配管、加熱泵、四通閥及控制器銅管等。權(quán)利要求1、一種斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用銅合金管，其特征在于，含有Sn0.1～3.0質(zhì)量％、P0.005～0.1質(zhì)量％，余量為Cu及不可避免的雜質(zhì)，并且，平均晶粒直徑為30μm以下，管的長度方向的抗拉強(qiáng)度為250MPa以上，其中，該銅合金具有Goss方位的方位分布密度為4％以下的集合組織。2、如權(quán)利要求1所述的斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用銅合金管，其特征在于，所述銅合金管的集合組織中的傾角為515°的小傾角晶界的比例為1%以上。3、如權(quán)利要求1所述的斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用銅合金管，其特征在于，所述銅合金管還含有Zn:0.011.0質(zhì)量％。4、如權(quán)利要求2所述的斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用銅合金管，其特征在于，所述銅合金管還含有Zn:0.011.0質(zhì)量％。5、如權(quán)利要求14中任一項(xiàng)所述的斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用銅合金管，其特征在于，所述銅合金管還含有選自Fe、Ni、Mn、Mg、Cr、Ti及Ag構(gòu)成的組的一種或兩種以上的元素，這些元素的合計(jì)含量低于0.07質(zhì)量％。全文摘要本發(fā)明提供一種斷裂強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用銅合金管，即使在二氧化碳及HFC系氟利昂等新制冷劑的高運(yùn)轉(zhuǎn)壓力下被薄壁化，也可耐用，斷裂強(qiáng)度優(yōu)異。具有含有特定量的Sn、P的組成，平均晶粒直徑為30μm以下，管的長度方向的抗拉強(qiáng)度為250MPa以上的高強(qiáng)度，其中，該銅合金管具有Goss方位的方位分布密度為4％以下的集合組織，從而使斷裂強(qiáng)度提高。文檔編號(hào)F28F21/08GK101469961SQ20081018987公開日2009年7月1日申請(qǐng)日期2008年10月21日優(yōu)先權(quán)日2007年10月23日發(fā)明者有賀康博,渡邊雅人,白井崇,石橋明彥,長尾護(hù),高木敏晃申請(qǐng)人:株式會(huì)社科倍可菱材料;株式會(huì)社神戶制鋼所