高强度、高导热铜合金管及其制造方法

专利名称：：高强度、高导热铜合金管及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及实施了拉拔加工的高强度、高导热铜合金管及其制造方法。
背景技术：
：从过去，对使用于热水器、空调机(空调器、空调设备等)、冷冻机、冷藏库等的热交换器的蓄水器、过滤器、马弗炉、干燥器、分发接头、头部等的配管部件(以下，将这些统称为耐压导热容器)使用导热性优良的铜。一般，在铜中也使用由导热性、耐热性及钎焊性优良的纯铜类的磷脱氧铜(JISC1220)构成的高强度、高导热铜合金管(以下，简述为高功能铜管)。这些耐热容器是具有高功能铜管的两端或一端被拉拔的形状的压力容器。外径与这些耐压导热容器连接的磷脱氧铜等的配管相比1.5倍以上，因为冷媒等通过内部，所以被施加高的内压。所谓耐热性是指即使加热到高温，也不再结晶、难以再结晶，或者，即使再结晶，也几乎没有晶粒的生长，保持、维持高的强度。具体地，耐热性优良的铜合金加热到纯铜的再结晶温度即大约400°C，及从纯铜的晶粒开始粗大化，进而强度下降的60(TC加热到700°C，也几乎不会再结晶并强度下降较少。而且，即使加热到在纯铜中晶粒显著粗大化的大约S0(TC、或80(TC以上，虽然进行再结晶，但其晶粒细小，具有高的强度。该高功能铜管的制造工序如下。[l]将被铸造的圆柱形的铸块(坯体、外径从200mm到300腿左右)加热到770970。C之后，热挤压(外径100mm、厚度10mm左右)。[2]挤压之后，将从85(TC、或挤压后的挤压管的温度到60(TC的温度区域以10300(TC/秒的平均冷却速度空冷或水冷。[3]之后，在冷期间，通过管轧(通过冷却渐縮等加工)或拉伸(通过拉丝模、组合、模拉等加工)制作外径1275mm、厚度0.33mm左右的管。大多在管轧和拉伸的加工0.110小时的条件退火。另外，取代热挤压，从外径50200nm的圆筒形的连续铸造物，利用由塑性加工的发热，以基于设为大约77(TC以上的热状态的管轧的方式、或曼内斯曼方式得到管坯，得到如上述的在冷间求出的尺寸的管材的方法。最后，将通过管轧或拉伸得到的管材的两端或一端通过旋压加工等拉拔而制造耐压导热容器。图l表示该耐压导热容器的侧剖面图。在本说明书中，如下地定义通过旋压加工拉拔的耐压导热容器l的各部分的名称。这里，将未实施旋压加工的管坯的外径设为D。管坯部2:未实施旋压加工的部分。拉拔管部3:通过旋压加工拉拔为预定的直径的部分。加工中央部4:拉拔管部和从拉拔管部到管坯部外周的长度的一半以内的部分。加工端部5:在管坯部的端面，从外周向内侧长度D/6以内的部分。而且，通过旋压加工，拉拔管部3、加工中央部4、加工端部5的厚度在最厚的部分成为管坯的厚度的23倍。经过最后的加工端部，厚度变薄。热影响部6:在管坯部，设想通过加工热升温到50(TC以上的部分，从加工端部到管坯部侧长度D/6以内的部分。在该部分，未升温到50(TC以上的部分不包含在热影响部。直管部7:在管坯部，设想通过加工热升温到50(TC以上的部分，比从加工端部向管坯部侧进入长度D/2的部位靠管坯部的轴向中心侧的部分。拉拔加工8:合并加工端部5和热影响部6的部分。假设通过刮刀拉拔加工或锻压等拉拔的耐压导热容器的各部分的名称也与上述相同。但是，通过拉拔加工不发热时，热影响部设为从加工端部向管坯部侧长度D/6以内的部分。此外，在本说明中，将刮刀拉拔加工或锻压加工或轧制成型等那样发热量少的拉拔加工称为冷拔加工。在制造一般形状的耐压导热容器时的旋压加工中，加工部的材料温度因加工热达到70095(TC的高温。进行旋压加工而被拉拔的加工中央部4通过达到80(TC以上的高温而再结晶且强度下降，但是厚度变厚且外径也减小，所以能够耐受内压。但是，加工端部5或热影响部6通过恢复或再结晶而强度下降，外径仍大且厚度不变厚，所以耐压强度低。特别是，在外径大的耐压导热容器中，耐压强度与外径的倒数成正比地下降，所以必须加厚厚度。与耐压导热容器连接的配管类所使用的磷脱氧铜管的外径为lOmm左右，所以例如保持25mm或50mm的外径的耐压导热容器的厚度需要上述铜管的2.5倍、或5倍的厚度。此外，过去使用于耐压导热容器的磷脱氧铜C1220在加工时若成为高温则容易再结晶，若瞬间成为70(TC以上，则晶粒粗大化，所以强度下降。而且，耐压导热容器不会单独使用，与其它部件接合而使用。被接合的其它部件大多是铜管。与铜管的接合大多通过钎焊进行。在钎焊加工中，首先，铜管优于导热性，在宽范围被预热。并且，接合时，耐压导热容器的加工中央部4被加热到一般的钎焊料例如含有7%的P的磷铜钎焊的熔点即大约800。C或80(rC以上，因此，加工端部5或热影响部6也根据情况被曝露于大约7CKTC的高温。因此，要求耐受旋压加工或钎焊时的热影响的材料。具体地，耐压导热容器和铜管等的钎焊一般通过人工钎焊，被加热到上述高温的时间是大约IO秒，即使长也是大约20秒，要求加工端部5或热影响部6耐受其间的高温(大约70(TC)的耐热性优良的材料。此外，旋压加工需要使压模或辊高速旋转而拉拔，所以需要强度，其素材主要使用通过管轧和拉伸而加工硬化的材料。并且，旋压加工的加工时间从几秒到十几秒，长也是大约20秒，在短时间赋予材料较大的变形。因此，在加工中的高温状态时，需要材料柔软和良好的延展性。作为拉拔铜管的加工方法，代表性的是在热成型的旋压加工，也有如上述在冷成型的刮刀拉拔或锻压等的冷拔加工的方法。冷拔加工与旋压加工相比，由于是冷成型，花费时间，但是管坯部2的厚度和拉拔管部3的厚度大致相同，从使用材料省减的成本方面来说有利。但是，冷成型的拉拔加工铜管由于生产性低和加工中央部4或加工端部5的厚度薄，所以耐压性能有问题。此外，由于厚度薄，在钎焊时拉拔加工部8的温度比旋压加工上升。因此，冷成型的拉拔铜管需要比由旋压加工做出的拉拔铜管耐受通过与其它的铜配管的钎焊而接合时的温度上升。此外，近年来，作为热水器或空调等的热交换器的热介质气体，应防止地球变暖或臭氧层破坏，取代过去的HCFC类氟立昂，倾向于使用C027或HFC类氟立昂等。将这种HFC类氟立昂或特别是C02等的自然冷媒作为热介质使用时的凝缩压力需要比使用HCFC类氟立昂气体的情况大。为了耐受该凝縮压力，必须进一步加厚耐压导热容器的厚度。此外，若耐压导热容器的厚度变厚而增加重量，则当然增加成本。此外，为结构上的理由及防止振动，固定耐压导热容器的部件也必须增加强度，成本变高。此外，通过加厚厚度，制造耐压导热容器时的拉拔加工的加工量也增多，成为高成本。此外，还已知利用材料费低价的钢管的耐压导热容器，但是导热性差。此外，在旋压加工中，若不成为材料的变形阻力下降的高温，则不能拉拔。因此，根据形状用燃烧器充分地进行预热，并且，必须由加工热在加工时高于900'C或IOO(TC以上。因此，对工具施加庞大的负载，所以工具寿命短。该钢管时，钎焊或焊接冲压品的较多，但是缺乏可靠性。此外，若考虑安全系数，则耐压导热容器的重量变得相当重。此外，己知含有0.11.Omass呢的Sn、0.0050.lmass9&的P、0.005massy。以下的0、0.0002massy。以下的H，余量具有由Cu及不可避杂质构成的组成，平均晶粒直径为30iim以下的铜合金管(例如参照专利文献l)。但是，在专利文献1所示的铜合金管中，在高温下容易再结晶，因此以高温加工的旋压加工后或钎焊之后的耐压导热容器的耐压强度不充分。专利文献l:日本专利公开2003—268467号公报
发明内容本发明用于消除上述问题，其目的在于，提供一种即使进行拉拔加工，强度几乎不下降，并且具有高的耐压性能的高强度、高导热铜合金管及其制造方法。为实现上述目的，本发明在高功能铜管中，合金组成含有0.120,32mass呢的Co、0.0420.095mass。/。的P和0.0050.30mass9&的Sn，在Co的含量[Co]mass9&和P的含量[P]mass。/o之间，具有3.0《([Co]—O.007)/([P]—0.008)《6.2的关系，并且，余量是Cu及不可避杂质，并被实施拉拔加工。根据本发明，即使温度因拉拔加工的发热而上升，通过Co及P的化合物均匀地析出，并通过Sn的固溶，再结晶温度上升，再结晶核的生成变慢，所以提高高功能铜管的耐热性及耐压强度。此外，在高功能铜管中，合金组成含有0.120.32mass。/。的Co、0.0420.095mass呢的P和0.0050.30mass。/。的Sn，并且含有0.010.15mass%的Ni、或0.0050.07mass呢的Fe中的任意一种以上，在Co的含量[Co]mass%、Ni的含量[Ni]mass%、Fe的含量[Fe]mass呢和P的含量[P]massy。之间，具有3.0《([Co]+0.85X[Ni]+0.75X[Fe]一0.007)/([P]一0.008)《6.2、及0.015《1.5X[Ni]+3X[Fe]《[Co]的关系，并且，余量是Cu及不可避杂质，并被实施拉拔加工。由此，通过Ni及Fe，Co、P等的析出物变得微细，高功能铜管的耐热性及耐压强度提高。优选还含有0.0010.5mass呢的Zn、0.0010.2mass呢的Mg、0.0010.lmass呢的Zr中的任意一种以上。由此，通过Zn、Mg、Zr使在铜材料的再循环过程中混入的S无害化，防止中间温度脆性，进一步强化合金，所以提高高功能铜管的延展性和强度。优选被实施上述拉拔加工的拉拔加工部的金属组织的再结晶率为50%以下，或者热影响部的再结晶化率为20%以下。由此，由于再结晶率低，所以强度高。而且，优选热影响部的再结晶率为10%以下。优选被实施上述拉拔加工的拉拔加工部在70(TC下加热20秒之后的维氏硬度(HV)的值为90以上，或者是加热前的维氏硬度的值的80%以上。由此，通过与其它配管的钎焊的接合后，强度也高。70(TC下相当于加热20秒之后的热影响部的部分的金属组织的再结晶化率为20%以下，优选10%以下。此外，所谓70(TC下加热20秒的条件是耐压导热容器的热影响部、或相当于热影响部的部分相当于受到旋压加工或钎焊和旋压加工的热影响时的严格的条件。优选上述拉拔加工为旋压加工，被实施该旋压加工的拉拔加工部的金属组织的再结晶率为50%以下。由此，再结晶率的平均低，所以强度高。再结晶率优选为40%以下，最优选为25%以下。此外，直径大的热影响部9的再结晶化率为20%以下，优选为10%以下。由于通过旋压加工的热固溶的CO、P等析出，因此以由旋压加工的热的再结晶化或恢复为原因产生的软化被抵消。由此，可以维持更高的强度，并且导热性提高。上述拉拔加工为冷拔加工，与端部处的其它铜管的钎焊之后，优选被实施该冷拔加工的拉拔加工部的金属组织的再结晶率为50%以下，或者热影响部的再结晶化率为20%以下。由此，由于再结晶率低，所以强度高。优选在将对未实施上述拉拔加工的直管部的外径定为D(ram)、厚度定为T(mm)，施加内压而破裂时的压力设为破裂压力PB(MPa)时，(PBXD/T)的值为600以上。由此，由于(PBXD/T)的值高，所以可以减薄耐压导热容器的厚度T，能够以低成本制造耐压导热容器。(PBXD/T)的值优选为700以上，最佳为800以上。优选在将对未实施上述拉拔加工的直管部的外径定为D(mm)、厚度定为T(mm)，施加内压而上述外径变形0.5%时的压力设为0.5%变形压力P。.M(MPa)时，(P。.5%XD/T)的值为300以上，或者将上述外径变形1%时的压力设为1%变形压力P(MPa)时，(P1%XD/T)的值为350以上。由此，由于(P。.5%XD/T)或(P1%XD/T)的值高，所以可以减薄耐压导热容器的厚度T，能够以低成本制造耐压导热容器。(PQ.5%XD/T)的值优选为350以上，最佳为450以上。(P^XD/T)的值优选为400以上，最佳为500以上。优选上述拉拔加工前、拉拔加工后、或与其它铜管的钎焊之后的加工端部及加工中央部的金属组织均匀地分散有具有Co、P的220nm的大致圆形、或大致椭圆形的微细析出物，或者全部析出物的90%以上为30nm以下的大小的微细析出物并均匀分散。由此，微细析出物均匀分散，所以耐热性优良，耐压强度高，导热性也优良。优选被实施拉拔加工的加工中央部的金属组织已再结晶，晶粒直径为335ym。由此，由于再晶粒直径小，所以强度、耐压性高。优选上述高功能铜管作为热交换器的耐压导热容器使用。由此，由于耐压导热容器的厚度薄，所以成为低成本。此外，由于耐压导热容器的厚度变薄，所以变得轻量。因此，保持耐压导热容器的部件也减少并成为低成本。此外，一种高强度、高导热铜合金管的制造方法，包括热压、或热管轧，上述热压前的加热温度、或热管轧前的加热温度、或者轧制时的最高温度为770970°C，从热压、或热管轧后的温度到60(TC的冷却速度为10300(TC/秒，通过之后的冷管轧、或拉伸以70%以上的加工率加工后实施拉拔加工。由此，实施70%以上的加工率的冷轧或冷拉伸，所以通过加工硬化成为高强度。此外，铸块的温度、热轧材料的温度、或热压开始温度为77097(TC，固溶感受性迟钝，因此，若从热压或热管轧之后的管的温度到600。C的冷却速度为10300(TC/秒，Co、P、Ni、Fe等很好地固溶。由于是这种状态，即使温度上升，通过在再结晶之前开始Co等的原子的移动，Co和P、或Co、Ni、Fe和P结合，从而析出微细的析出物，使再结晶化变慢，所以耐热性提高。而且，温度上升到80(TC以上，在再结晶化之后，晶粒的生长也被微细的Co、P等的析出物抑制，所以再晶粒细小。其结果，具有高的强度。而且，在本说明书中，将即使在冷却中冷却速度慢也难以析出高温下固溶的原子的情况称为"固溶感受性迟钝"。此外，加工率是指(1—(加工后的管的剖面积)/(加工前的管的剖面积))X100%。优选上述拉拔加工是旋压加工。由此，在旋压加工的加工端部及邻接于加工端部的热影响部，加工前Sn是固溶状态，Co、P等析出一部分，但是大多固溶，因此，即使通过旋压加工升温几秒左右，这些大部分也不会软化或再结晶，维持素材的强度。此外，若在70075(TC附近短时间升温，则Co、P等的析出进展，所以引起析出硬化。通过析出硬化，基材的恢复现象、及由局部的再结晶引起的软化现像相抵消，维持强度。此外，通过析出Co、P等、导热性提高。此外，被实施旋压加工的部分，特别是加工中央部通过加热升温到80(TC以上而成为再结晶状态。这启示在旋压加工中成为再结晶状态，加工时的热变形阻力低，容易进行旋压加工。而且，被实施旋压加工的部分通过Co、P等的析出物抑制再晶粒的生长。因此，其粒径小、强度远远高于利用磷脱氧铜C1220的情况。而且，在旋压加工中，例如也有使管高速旋转而拉拔的方法，当然设为包括所有方法。优选上述拉拔加工为冷拔加工，将冷管轧及拉伸中的冷加工合并的冷加工率为70%以上。由此，通过冷加工进行拉拔加工，所以因加工硬化而强度高、耐压性优良。此外，即使在与其它配管的接合处钎焊，被实施该拉拔加工的铜管，通过Sn的固溶和Co、P等的固溶，再结晶温度上升。钎焊时，由于热影响升温到大约70(TC的部分，基材的软化和由Co、P等的析出硬化相抵消，保持高的强度。而且，被钎焊的部分即使再结晶，也通过析出的析出物抑制再晶粒的生长，所以保持高的强度。优选上述高功能铜管实施钎焊加工、或焊接加工。由此，即使因钎焊加工或焊接加工而升温，由于Co、P等的析出物，再结晶化变慢，所以强度高。这时，即使通过一部分的再结晶而产生软化，通过Co、P等的析出硬化而维持强度。此外，通过析出析出物而提高导热性。优选在上述拉拔加工前、或上述拉拔加工后实施350600°C、10300分钟的热处理。因旋压加工时的热影响而析出硬化，但是通过积极地进行(350600°C、10300分钟的)上述热处理而进一步析出Co、P等。由此，强度和导热性提高。图1是耐压导热容器的侧剖面图。图2是本发明的第1实施方式的耐压导热容器的制作工序图。图3(a)是该耐压导热容器的加工中央部的金属组织照片，(b)是加工端部的金属组织照片，(c)是热影响部的金属组织照片，(d)是直管部的金属组织照片，(e)是现有的耐压导热容器的加工中央部的金属组织照片，(f)是加工端部的金属组织照片，(g)是热影响部的金属组织照片，(h)是直管部的金属组织照片。图4(a)是该耐压导热容器的加工中央部的金属组织照片，(b)是加工端部的金属组织照片。图5是本发明的第2实施方式的变形例的耐压导热容器的侧剖面图。具体实施例方式(第l实施方式)对本发明的第l实施方式的高功能铜管进行说明。在本发明中，提出技术方案1至技术方案4的高功能铜管的合金组成的合金(以下分别称为第1发明合金、第2发明合金、第3发明合金、第4发明合金)。在本说明书中的合金组成中，如[Co]那样加括号的元素符号表示该元素的含量值。此外，将第1至第4发明合金统称而称为发明合金。第1发明合金含有0.120.32mass%(优选为0.130.28mass%、更优选为0.150.24mass%)的Co、0.0420.095mass%(优选为0.0460.079mass%，更优选0.0490.072mass%)的P、0.0050.30mass%(优选为O.010.2mass%,更优选为0.030.16mass°/。，或特别是需要高的导热性时为0.010.045mass%)的Sn，在Co的含量[Co]mass9&和P的含量[P]mass9&之间，具有如下关系Xl=([Co]—0.007)/([P]—0.008)XI为3.06.2、优选为3.25.7、更优选为3.45.1、最好是3.54.6，并且，余量是由Cu及不可避杂质构成的合金组成。第2发明合金的Co、P、Sn的组成范围与第l发明合金相同，并且，含有0.010.15mass%(优选0.020.12mass%，更优选0.0250,09mass%)的Ni、或0.0050.07mass%(优选0.0080.05mass%，更优选0.0150.035mass。/。)的Fe中的任意一种以上，在Co的含量[Co]massQ/。、Ni的含量[Ni]massy。、Fe的含量[Fe]mass9()和P的含量[P]mass。/。之间，具有如下关系'X2=([Co]+0.85X[Ni]+0.75X[Fe]—0.007)/([P]—0.008)X2为3.06.2，优选为3.25.7，更优选为3.45.1，最好是3.54.6，并且，X3二l.5X[Ni]+3X[Fe]X3为0.015[Co]，优选为0.035(0.9X[Co])，更优选0.05(0.8X[Co])，并且，余量是由Cu及不可避杂质构成的合金组成。第3发明合金是在第1发明合金的组成上还含有0.0010.5mass呢的Zn、0.0010.2mass呢的Mg、0.0010.lmassW的Zr中的任意一种以上的合金组成。第4发明合金是在第2发明合金的组成上还含有0.0010.5mass呢的Zn、0.0010.2massy。的Mg、0.0010.lmassyo的Zr中的任意一种以上的合金组成。接着，说明各添加元素的添加理由。单独添加Co不能得到高的强度及耐热性等。但是，由与P、Sn的共同添加不损害导热、导电性而能得到高的强度及耐热性。Co单独时是强度稍微提高的程度，不具有显著的效果。在Co量的上限(0.32mass%)以上，上述的效果饱和，高温变形阻力升高，进而旋压加工中的拉拔加工性下降，并且，导热、导电性降低。在Co量的下限(0.12masS%)以下，即使共同添加P、Sn，也得不到提高强度及耐热性的效果。P由与Co、Sn的共同添加不损害导热、导电性而得到高的强度及耐热性。P单独时使熔汤流动性或强度提高，使晶粒微细化。在P量的上限(0.095maSS%)以上，上述效果饱和，开始损害导热、导电性。并且，在锻造时或热轧时容易产生破裂，并且，弯曲加工性变差。在P量的下限(0.042mass%)以下，得不到强度及耐热性的效果。以满足上述的Co、P的关系式为前提，在Co:0.12mass96以上、P:0.042mas^以上开始发挥提高耐热性、耐压强度的效果。随着添加量增加，这些效果提高。优选Co:0.13massQ/。以上、P:0.046mass96以上，更优选Co:0.15mass。/。以上，P:0.049mass。/。以上。另一方面，若超过Co:0.32mass%、P:0.095mass9()添加，则不仅上述效果饱和，热期间的变形阻力变高。而且，对挤压或旋压加工产生问题，延展性也开始降低。因此，优选Co:0.28massQ/ci以下、P:0.079mass呢以下，更优选Co:0.24massW以下、P:0.072mass呢以下。仅用以Co和P为主体的析出物，基材的耐热性不充分。但是，通过Sn的添加，基材的耐热性提高，特别是提高基材的软化温度或再结晶化温度。与此同时，提高强度、伸长、弯曲加工性。并且，将在旋压加工等的热加工时产生的再晶粒微细化，使Co、P等的固溶感受性迟钝。并且，还具有使以Co和P为主体的析出物微细地均匀分散的效果。在Sn量的上限(0.30maSS%)以上，导热、导电性的降低、热变形阻力升高，热期间的管压或拉拔等的加工变得困难。优选为0.2massy。以下，更优选为0.16%以下，更加优选为0.095mas^以下。特别是，要求高的导热性时，优选0.045mass9&以下。在Sn量的下限(0.005mass%)以下，基材的耐热特性下降。14为了得到高的耐压强度、耐热性，并得到更高的导热、导电性，Co、Ni、Fe及P的配制比例变得非常重要。均匀分散有Co、Ni、Fe及P化合的析出物、例如CoxPy、CoxNiyPz、CoxFeyPz等的平均粒径为220nm的大致圆形、或大致椭圆形的微细析出物，或者均匀分散有所有析出物的90%以上为30nm以下的大小的微细析出物，由此，即使加热到80CTC，通过这些析出物抑制晶粒生长，作为结果可以得到高强度。或者，可以通过这些的析出硬化而得到高强度。而且，即使这些元素处于固溶状态时，也在高温下的加工中、或与其它配管的钎焊中，在短时间内微细地分散而析出这些析出物，所以再结晶化慢，再结晶温度上升，耐热性提高。并且，在拉拔加工等中，若本发明的高功能铜管被加热到80(TC、或其以上的温度，则基材再结晶，但是通过Co、P等的析出物抑制再晶粒的生长，所以再晶粒仍微细。另一方面，从600。C升温到70(TC时，通过Co、P等的微细的析出物的析出硬化和固溶硬化，在管坯制造过程，进而在拉拔铜管制造过程中实施了冷加工的本发明的高功能铜管的强度高。而且，上述的平均粒径是在2维的平面即观察面计测的长度。此外，在本说明书所说的析出物当然除去在铸造阶段生成的晶出物。Co、P、Fe、Ni的含量必须满足下面的关系。Co的含量[Co]mass9i、Ni的含量[Ni]mass。/。、Fe的含量[Fe]mass9^和P的含量[P]mass96之间，Xl=([Co]—0.007)/([P]—0.008)Xl是3.06.2、优选为3.25.7、更优选为3.45.1、最好必须是3.54.6。若该XI超过6.2，则损害导热性，耐压强度、耐热性也受损害。另一方面，若X1为3.0以下时，.特别是延展性变差，在铸造时或热期间容易破裂。此外，热变形阻力变高，耐压强度、耐热性、导热性也受损。此外，添加Ni、Fe时，X2=([Co]+0.85X[Ni]+0.75X[Fe]—0.007)/([P]—0.008)X2是3.06.2，优选为3.25.7，更优选为3.45.1，最好必须是3.54.6。若X2超过6.2，则耐热性不充分，再结晶温度下降，不能抑制升温时的晶粒生长。因此，得不到拉拔加工后的耐压强度，并且，导热、导电性也下降。在X2为3.0以下时，招致导热、导电性的下降，延展性受损。耐压强度也下降。15此外，即使Co等的各元素的配合比率与化合物中的构成比率相同，也不是全部化合。在上述的式子中([Co]—O.007)表示Co以0.007mass%量固溶状态残留，([P]—0.008)表示P以0.008massy。量固溶状态残留在基材中。并且，若提供给析出物的结合的Co和P大致以质量比计是大约4:l或大约3.5:1，则析出物的化合状态成为优选的状态。该析出物例如以Co2P、Co2.aP、C"Py表示。但是，这些化合状态或固溶状态随着温度或加工率等的加工条件变动。鉴于这些，设定数学式XI的限定范围。若超过限定范围，则Co、P不提供给化合物而成为固溶状态、或者成为与作为目的的Co2P、Co,aP等的化合状态不同的析出物，得不到高的强度、良好的导热性或优良的耐热性。Fe、Ni的元素的单独的添加对提高耐热性、强度等的各种特性没有多大贡献，使导电性下降，但是Fe、Ni在Co和P的共同添加的基础上代替一部分Co的功能。在上述的数学式([Co]+0.85X[Ni]+0.75X[Fe]—0.007)中，[Ni]的系数0.85和[Fe]的系数0.75表示设Co和P的结合为1时，Ni或Fe与P结合的比例。并且，若提供给析出物的结合的([Co]+0.85X[Ni]+0.75X[Fe])与[P]的比率大致成为约4:1或3.5:1，则析出物的化合状态成为优选的状态。该析出物用在Co2P、Co2.aP、CoxPy中代替Co以Ni、Fe取代一部分的CoxNiyPz、CoxFe,Pz等表示。但是，这些化合状态或固溶状态随着温度或加工率等的加工条件变动。鉴于这些，与数学式X1同样地设定X2的限定范围。若超过限定范围，Co、Ni、Fe、P不提供给化合物而成为固溶状态、或者成为与作为目的的Co2P、0)2.^不同的析出物，得不到高的强度、良好的导热性或优良的耐热性。另一方面，若在铜中添加其它元素，则导电率变差。此外，导热性和导电性以大致相同的比率变动。例如，一般在纯铜中仅单独添加0.02mass%的Co、Fe、P，导热、导电性下降大约10%。另一方面，若单独添加0.02mss%的Ni，则导热、导电性下降大约1.5%。Co等的各元素的含量脱离适当比率，若成为固溶状态则导热、导电性显著下降。即使Ni如上述地成为固溶状态，与Co或P的固溶状态相比对导热性的影响也极少。此外，Ni与P的结合力比Fe或Co与P的结合力弱。因此，上述的数学式([Co]+0.85X[Ni]+0.75X[Fe]—0.007)/([P]—0.008)的值从3，06.2的中心向大的一方偏移，Fe、Co也先和P结合且Ni固溶，所以最小限度地保留导电性的下降。但是，过剩添加Ni(0.15mass。/。以上或超过数学式(1.5X[Ni]+3X[Fe]《[Co])的量)，则析出物的组成渐渐变化，耐压强度、耐热性受损的同时，导热性下降。Fe在Co和P的共同添加中，以微量的添加招致耐压强度、耐热性的提高。但是，若过剩(0.07mass。/。以上或超过数学式(1.5X[Ni]+3X[Fe]《[Co])的量)添加Fe，则析出物的组成渐渐变化，耐压强度、耐热性受损，同时，导热性下降。拉拔加工后的金属组织、或实施了该拉拔加工的铜管与其它铜配管接合之后的金属组织中，均匀地分散有具有Co、P的220nm即以平均粒径为220nm的大致圆形或大致椭圆形的微细析出物，或者，均匀地分散有全部的析出物的90%以上为30mn以下的大小的微细析出物，所以本发明的高功能铜管具有高的耐压强度。Zn、Mg、Zr使在Cu的再循环过程中混入的S无害化，降低中间温度脆性，提高延展性和耐热性。此外，Zn、Mg、Zr具有强化合金、且促进Co、P的均均析出的作用。此外，Zn改善焊料浸润性、钎焊性。但是，Zn虽然具有上述的效果，但是在产品制造环境或使用环境下，例如在200°C以上的高温且真空下、或隋性气体等中制造或使用时，有时Zn在气氛中气化而蒸镀在装置等上，会成为问题。这种情况下，在第14发明合金中，Zn应设定为小于0.05mass%。接着，说明由热挤压制作的高功能铜管的制造工序。此外，本发明还可以适用于其它的管坯制造方法，即，从圆铜形的连续铸造物利用由塑性加工的发热而成为热状态的管轧的方式、或由曼内斯曼方式得到管坯，得到如上述地在冷间求出的尺寸的管材的方法。将上述的组成的铸块加热到77097(TC之后，进行热挤压。铸块的加热温度优选为80097CTC，更优选850960。C。下限的温度是为了破坏铸块的组织而形成热加工组织、降低挤压时的变形阻力、且使Co、P成为固溶状态而需要的。为了进一步提高其效果，下限的温度优选为80(TC以上，更优选为85(TC以上。若超过97CTC,则通过热挤压时的动态再结晶或加工之后的静态再结晶，挤压管坯的晶粒变得粗大。此外，Co、P的固溶状态达到饱和，也浪费使用于加热的能量。17而且，考虑旋压加工或与其它配管等的钎焊的接合时，乍看与本申请的课题矛盾，但是加工前的铜管的导热性差较好。这是因为，旋压加工时，在变形量大的加工中央部4中加工热不散热而保持高温的，变形阻力减小，容易进行更大的变形。对耐压性能起作用的是直径大的加工端部5或热影响部6的强度，所以向这些部位的散热少较好。而且，在接合时的钎焊中，若导热性优良，则拉拔加工部8整体被加热，所以加工端部5或热影响部6的温度会上升。根据耐压导热容器的形状，在与导热性具有正的相关的导电率中，加工前的铜管的导电率优选为60%IACS以下。到挤压后的600"C的冷却速度设为103000"C/秒。Co等仍为固溶，即Co等几乎不析出的，热挤压后的拉伸等的冷加工容易，所以优选冷却速度快的。但是，本发明合金的情况是强制空冷下的冷却速度即例如是30'C/秒，Co等在冷却过程中也不太析出。因此，优选的冷却速度为从3(TC/秒到3000'C/秒。在热挤压之后重复冷的轧制、或拉伸而做成管坯。该冷加工的加工率为70%。通过将加工率设为70%以上，通过加工硬化可以得到大约450N/mm2以上的拉伸强度。该强度比过去使用的磷脱氧铜C1220高大约30%。并且，对通过拉伸得到的管坯进行旋压加工等来制造耐压导热容器。旋压加工根据管坯的外径或厚度等不同，但是在从几秒到10几秒程度进行。为了使形状的精度优良，在旋压加工后，管的前端被推向压模或辊10秒程度。这样得到的耐压导热容器可以就这样使用，但是也可以在旋压加工后进行350600°C、10300分钟的热处理。而且，该热处理在时间和温度的关系中，若设时间为t(分种)、温度为Trc)，优选满足6.4《T/80+logt《8.4，最好是满足6.5《T/80+logt《8,0。该热处理使固溶在基材中的Co、P等析出，其目的在于，提高强度、延展性，特别是导热性。若温度或时间不充分则不析出，所以没有效果，并且，若温度或时间过剩，则合金再结晶而强度下降。此外，该热处理优选在旋压加工后进行，但是在旋压加工前进行也有效果。此外，作为耐压导热容器的制造方法，也可以利用不进行如上述的热挤压、管轧、拉伸等而将轧制板弯曲为筒状进行焊接做成管的焊接管，进行旋压加工。该轧制板可以是轧制上升的硬质材料，也可以是进行热处理的软质材料，但是需要进行旋压加工的强度。与利用挤压管的方法同样地，可以得到耐压性高的耐压导热容器。此外，旋压加工前或旋压加工后通过进行350600。C、10300分钟的热处理，从而提高耐压性和导热性。(实施例)利用上述的第l发明合金、第2发明合金、第3发明合金、第4发明合金及比较用的组成的铜制作高功能铜管，对高功能铜管实施拉拔加工制作了耐压导热容器。表1表示制作耐压导热容器的合金的组成。<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>合金是第1发明合金的合金No.13、第2发明合金的合金No.46、第3发明合金的合金No.7、14、16、第4发明合金的No.813、15、作为比较用的近似于发明合金的组成的合金No.2129和过去的磷脱氧铜即C1220的合金No.31、32。通过多个工序模式，由任意的合金制作了耐压导热容器。图2表示耐压导热容器的制作工序。工序模式A是最初将4)220腿的铸块加热到85(TC，将外径65mm、厚度6mm的管挤压到水中。从这时的热挤压之后的管温度到60(TC的冷却速度是大约10(TC/秒。接着，在挤压后重复拉伸而制作了管坯。管坯的尺寸以外径50mm、厚度lmm、以及外径30mra、厚度lmm为基本。这时，关于几种合金，在外径50腿制作了厚度1.5腿、0.7mm、0.5mm的管坯，在外径30,制作了厚度1.25mm、0.6mm、0.4腿的管坯。拉伸之后，将管坯切断为长度250mm、或200mm，将两端通过旋压加工拉拔。旋压条件如下设定外径为50mm的管坯时，1200rpm、平均进给量15腿/秒，外径为30腿的管坯为1400rpm、平均进给量35mm/秒。工序模式B以强制空冷进行工序模式A的挤压后的冷却，这时的到600'C的冷却速度为大约3(TC/秒。工序模式C在工序模式A中的旋压加工前以395"C进行了240分钟的热处理。工序模式D在工序A中的旋压加工后以460。C进行了50分钟的热处理。并且，以工序模式A为基本，从任意的合金通过工序B至D制作了耐压导热容器。工序模式C及工序模式D的热处理条件是使在段落或段落所述的Co、P等析出的350600。C、10300分钟的热处理条件。作为通过上述的方法制作的耐压导热容器的评价，测量了耐压强度、维氏硬度、导电率。此外，观察金属组织测量了再结晶率、晶粒直径及析出物的直径和30mn以下的大小的析出物的比例。此外，根据旋压加工中的加工性评价了旋压加工中的成型性和变形阻力。此外，耐压导热容器按每个制造条件准备了2个。1个是将与上述同样的拉拔管部3的一端通过磷铜钎焊料(7maSS%P—Cu)连接在耐压实验的黄铜制的冶金工具，并由铜钎焊料密闭另一端，测量了耐压强度。剩余的l个不钎焊，仍以耐压导热容器调査了金属组织、维氏硬度、导电率等的各种特性。而且，切割加20工端部5及热影响部6的部分，在加热到70(TC的盐浴中浸渍20秒钟后取出空冷。并且，测量了维氏硬度和再结晶率。根据该70(TC、20秒加热后的维氏硬度和再结晶率、及上述的耐压强度评价了耐热性。关于耐压强度的测量，将耐压导热容器的一端通过磷铜钎焊料(7mass。/。P—Cu)连接在耐压实验的黄铜制的冶金工具，将另一端用磷铜钎焊料密闭而施加水压测量了耐压压力。在该钎焊时，首先用燃烧器预热耐压导热容器的一端整体，耐压导热容器的连接部(加工中央部)用燃烧器几秒钟(7、8秒钟)加热到大约80(TC.并且，在耐压实验中，用自来水逐渐提高内压，大致对每lMPa测量外径的同时测试水压，以至于破裂。测量外径时，使水压返回常压，消除由弹性变形引起的膨胀的影响。在该耐压强度的测量中，将耐压导热容器钎焊在实验机的冶金工具。因此，成为耐压导热容器实际上与其它铜配管等钎焊而使用的状态下的评价。在施加内压的压力容器中，可使用的允许压力P和外径D、厚度T、材料的允许拉伸应力o的关系在JISB8240(冷冻用压力容器的结构)中，设为P二2cj/(D/T—0.8)而且，D相对于T大时，近似地可以设为P二2oT/D。在耐压导热容器中，一般耐压压力P被设为P-aXT/D，其比例系数a通过材料确定，耐压压力增大比例系数a大的程度。这里，成为a二PXD/T，所以将耐压导热容器破裂的压力设为破裂压力Pb，在本说明书中，作为耐压导热容器破裂的材料强度如下地设定破裂压力指数PIb。PIb=PbXD/T通过该PIe，评价对耐压导热容器的破裂的材料的强度。此外，耐压导热容器，即使通过内压不至破裂，也使其发生由通过小的内压产生的重复变形引起的疲劳破坏或由出现新生面导致的腐蚀等。由此，功能上、安全上是问题。因此，评价了耐压导热容器通过内压少量变形时的压力。在本说明书中，将耐压导热容器的外径通过该压力增大0.5%时的内压设为PQ.M，作为耐压导热容器开始变形的材料强度如下地设定o.5y。变形压力指数piQ,战。PIo.5%=Po.5%XD/T21与该PI^同样地，将耐压导热容器的外径增大1%时的内压设为如下地设定PZ。变形压力指数PIn。PI1%=P1XXD/T通过该PI。，及PI，评价相对于耐压导热容器的初始变形的材料强度。在维氏硬度的测量中，测量了加工中央部4、加工端部5、热影响部6、直管部7的强度。此外，切割加工端部5及热影响部6的小片如上述浸渍在加热到70(TC的盐浴中20秒钟，测量了加热后的硬度和再结晶率。再结晶率的测量如下地进行。从IOO倍的金属显微镜的组织照片中区分未再晶粒和再晶粒，将再结晶的部分所占的比例设为再结晶率。S卩，将在管的拉伸方向有金属组织的流动的状态设为未再结晶部，将包含双晶的明确的再晶粒设为再结晶部。关于是未再结晶部或再结晶部的辨别不明确的部分，用一部分试料，在从基于200倍的EBSP(ElectronBackscatterDiffractionPattern,电子束后方散射衍射图形)的晶粒测绘图中围绕成方位差15度以上的粒界的区域，将拉伸方向的长度是大于等于垂直于拉伸方向的方向的长度的3倍以上的区域设为未再结晶区域，通过图像分析(用图像处理软件"WinR00F"二进制化)测量了该区域的面积率。将该值设为未再结晶率，设再结晶率=(l一未再结晶率)。EBSP通过在日本电子(株)的FE—SEM(FieldEmissionScanningElectronMicroscope:电场放射型扫描电子显微镜、型号JSM-7000FFE—SEM)搭载(株)TSLSolutions的0IM(OrientationImagingMicroscopy、结晶方位分析装置、型号TSL—OIM5.1)的装置制作。晶粒直径的测量通过金属显微照片遵照JISH0501的伸铜品晶粒度实验方法的比较法测量。关于析出物的粒径，首先将150，000倍的TEM(透射电子显微镜)的透射电子像通过上述的"WinR00F"进行二进制化提取出析出物。并且，计算各析出物的面积的平均值，将根据面积的平均值计算的粒子直径设为平均粒子直径。并且，根据各析出物的粒径测量了30nm以下的析出物的数量的比例。但是，在150，000倍的TEM的透射电子像中，即使再放大所得到的像，也只能观察到lnm程度，所以成为大于lnm的析出物中的比例。而且，在尺寸的测量精度上，对于小于2nm的析出粒子认为有问题，但是，小于2nm的析出粒子所占的比例在所有试料中不到2(m，所以仍继续测量。另外，析出物的测量在加工中央部4进行，一部分也在加工端部5的再结晶部进行。此外，若金属组织为未再结晶状态，则转移密度高，所以用TEM难以测量析出物。因此，位于未再结晶部的析出物从由TEM的测量部位排除在外。导热度的评价作为代用特性通过导电度评价。导电度和导热度大概是1次的正的相关关系，一般导电度代替导热度使用。导电率测量装置使用了日本Foerster株式会社制(SIGMATESTD2.068)。而且，在本说明书中，以同样的意义使用"导电度"和"导电率"的说法。关于上述的实验结果，比较发明合金和C1220来说明由最初组成的不同造成的差异。表2、3通过工序模式A对各合金制作外径50ram、厚度lmm的管坯，通过旋压加工将该管坯的两端拉拔为外径14.3mra、厚度1.lmm的耐压导热容器的实验结果。此外，在这些表中，将PIb、PI。.m、PL分别表示为PI(B)、PI(0.5%)、PI(1%)。此外，在后述的实验结果的各表中有时将进行实验的同一试料记载为不同的实验No.(例如，表2、3的实验No.1的试料和表12、13的实验No.81的试料相同)。<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>[表3]析出物700。C20秒合工实(加工中央部)维氏硬度(HV)导电率(WACS)维氏硬度(HV)再结晶率WNo序模验No平均30n迈以下的拉拔加工部_1加工直管部拉拔加工部加工拉拔加工部热影响部式直径n瓜直管部热影响部加工端部中央部热影响部加工端部中央部热影响部加工端部第l发明合金1A11398M8143'108725363716637〗052A21381289665617176721229453A316941561531227951586862145119第2发明合金6A4139130976658697570第3发明合金A5149616311874526673701531158A61441371067255657267127104第4发明合金10A了9715〗1461106853627068J37〗07012A8145140103695363716413A9149143106715667747015A101501431057452637265第3发明合金16A111521461057251616863比较用23A121226355446268726927A1312679584744566661C122031A14不检出105544937858686874239图3是表2、3记载的实验No.1的第1发明合金和实验No.14的C1220的各部分的金属组织的图。图4表示表2、3记载的实验No.l的第l发明合金的加工端部和实验No.7的第4发明合金的加工中央部处的析出物。而且，加工端部的析出物小，所以，进一步放大得到的像。破裂压力指数PlB相对于在过去的C1220中为500以下，第l、第2、第3及第4发明合金均成为800以上的高的结果。该破裂压力指数PI"尤选为600以上，较好是700以上，最好是800以上。而且，表示初始变形的压力的0.59&变形压力指数PI謹中，相对于C1220为150程度，各发明合金成为750以上和5倍以上的高的结果。该PI。^优选为300以上，较好是350以上，最好是450以上。W变形压力指数P:U中，各发明合金成为C1220的4倍以上的高的结果。该PL优选为350以上，较好是400以上，最好是500以上。这样，各发明合金与C1220相比，耐压强度高，特别是在变形的初始阶段的强度中有大的差异。关于C1220，再结晶率在直管部为0%，在热影响部6、加工端部5、加工中央部4中为100%。另一方面，关于各发明合金，直管部7、热影响部6为0%，在加工端部5为540%。并且，在加工中央部4为100%，在24热影响部6和加工端部5有大的差异。相对于拉拔加工部8的再结晶率(热影响部6和加工端部5的再结晶率的平均)在C1220中为100%，在各发明合金中成为20%以下。该拉拔加工部8的再结晶率优选为50%以下，较好是40%以下，最好是25%以下。耐压强度对热影响部6和加工端部5的强度影响大，所以该再结晶率之差与上述的耐压强度的结果很好地一致。此外，关于加工中央部4的再晶粒直径，在C1220中相对于120um，在各发明合金中成为20ym以下，加工中央部4的强度是各发明合金的一方高于C1220。关于析出物，观察了表2、3的实验No.1、3、5、7、14的加工中央部4和加工端部5。在加工中央部4，在各发明合金中均匀地析出大致圆形、或大致椭圆形的微细的析出物，并且平均直径为1216nm。此外，在所有析出物内，直径为30nm以下的析出物的数量的比例是95%左右。另一方面，在C1220中，未检测出析出物。我们认为通过这些微细析出物，即使在旋压加工中温度上升到800°C、或80(TC以上，也能抑制晶粒的生长，具有高的强度。加工端部5处的观察以实验No.1、7进行。大致圆形、或大致椭圆形的微细的析出物均匀析出且析出物的平均直径是实验No.1为3.5nm，实验No.7为3.4nm，分别比加工中央部4更微细。我们认为旋压加工中，即使温度上升到大约700°C、或70(TC以上，通过这些微细析出物，发明合金被强化，抵消由局部产生的再结晶核的生成等引起的基材的软化，维持高的强度。此外，观察了各试料的钎焊后的析出物，但是与加热前的上述析出物同样的形态。这样，Co、P等的析出物，在各部位平均粒径为316nm且微细，但是在高温状态下发挥2个大的功能。1个是，在加工中央部4，旋压加工中温度上升到大约S0(TC、或80(TC以上并完全再结晶，但是通过析出物抑制再晶粒的生长，成为微细的再结晶组织。另1个是，需要强度的加工端部5的温度上升到大约700'C、或大约75(TC，但是通过更微细的析出物的形成，妨碍再结晶化。并且，局部再结晶化的部分的析出物细小，所以通过析出硬化保持高的强度。此外，温度上升到500。C、或其以上的温度的热影响部6的析出物，由于是加工组织，所以不能观察。但是，根据导电率上升的情况，认为形成有与加工端部5同等或其以下的大小的Co、P等的析出物。这样，热影响部6通过升温基材少许软化，但是通过析出物的形成，几乎没有硬度的下降。关于维氏硬度，在C1220和各发明合金有差异，特别影响耐压强度的热影响部6和加工端部5有大的差异。在C1220中，相对于热影响部6、加工端部5均为50左右，在各发明合金中，在热影响部6成为130150、在加工端部5成为100110程度。该维氏硬度的结果与再结晶率很好地一致。700°C、20秒加热后的维氏硬度仅比原来试料的热影响部6、加工端部5下降大约210分(point)，维氏硬度全部为90以上。由此，即使耐压导热容器与其它的铜管等以各种条件钎焊，也认为具有高的强度。此外，加热后的热影响部6的再结晶率均为10%以下，保持高的耐热性。导电率，相对于C1220在各部分为80。/。IACS程度，在各发明合金中的、各部分为5080%IACS程度，成为与C1220大致同等的导电率。700°C、加热20秒后的维氏硬度，在C1220时，初始的值其本身低，并且，比加热前降低10左右，发明合金是与加热前相同，也未进行再结晶。根据该结果和上述的耐压强度的结果，发明合金优于耐热性。表4、5表示将管坯尺寸为外径50mm、厚度1.5mm的管坯旋压加工为外径17咖、厚度2mm时的数据，表6、7表示将管坯尺寸为外径30mm、厚度lmm的管坯旋压加工为外径12.3ram、厚度1.3mm时的数据。<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>[表5]<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>[表7]<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>在表4、5及表6、7的管坯尺寸，与表2、3的尺寸的情况同样地成为各发明合金的强度比C1220高、导电率相同的结果。接着，说明合金组成脱离发明合金的组成范围时的特性。表2、3的实验No.12、表4、5的实验N0.25、26、表6、7的实验No.36的合金是P的量比发明合金的范围少的情况。成为这些合金均与发明合金相比成为耐压强度低、热影响部6或加工端部5的再结晶率高、维氏硬度低的结果。我们认为，这是由于P的量少，所以Co、P等的析出量少。表6、7的实验No.37的合金是P和Co的量比各发明合金的范围少的情况。与发明合金相比，成为耐压强度低、热影响部6或加工端部5的再结晶率高、维氏硬度低的结果。我们认为，这是由于P和Co的量少，所以Co、P等的析出量少。表2、3的实验No.13的合金是([Co]-0.007)/([P]-O.008)的值比发明合金的范围大的情况。与发明合金相比，成为耐压强度低、热影响部6或加工端部5的再结晶率高、维氏硬度低的结果。表6、7的实验No.38的合金是(1.5X[Ni]+3X[Fe])的值比[Co]的值大的情况。与发明合金相比，成为耐压强度低、热影响部6或加工端部5的再结晶率高、维氏硬度低的结果。表6、7的实验No.39的合金是P的量比发明合金的范围多的情况，但是在拉伸时发生破裂，不能得到管坯。接着，对旋压加工时的成型性、变形阻力进行说明。在上述的表27的各实验的旋压加工中，管坯的外径为50mm时以1200rpm、平均进给速度15mm/秒进行拉拔加工。而且，管坯的外径为30mm时以1400rpm、平均进给速度35mm/秒进行拉拔加工。在表8、9的实验中使管坯厚度与表27不同。表8、9表示对外径50mm、厚度0.5lmm的管坯、和外径30mm、厚度0.41.25mm的管坯，将转数和进给速度的实验条件设为与表27中的外径相等的实验相同而进行旋压加工的结果。[表8]<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>表29的任意发明合金也能无成型不良地加工。这样不发生成型不良，而且加工中央部4再结晶，所以本发明合金在这些加工条件的旋压加工中的变形阻力小。而且，在表IO、ll还表示变化加工条件的实施例。<table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table>在各种发明合金中，以平均进给速度20mm/秒、1200rpm、及平均进给速度40mm/秒、1800rpm，拉拔为外径30mm、厚度0.6mm及1.25mm的管坯。而且，以平均进给速度20mm/秒、900rpm以及1600rpm，拉拔为外径50mm、厚度lmm的管坯。在任何实验中不发生成型不良，而且加工中央部4再结晶。从而，在旋压加工中的变形阻力小，耐压强度等的特性也没有问题。在旋压加工中，若管坯厚度比l,薄，则发生C1220的成型不良，所以发明合金的加工性良好。接着，对制造工序的影响进行说明。表12、13表示利用第1、第2、第4发明合金通过制造模式AD制作外径50腿、厚度lmm或者外径30mm、厚度lmra的管坯，通过旋压加工拉拔为外径14.3mm、厚度1.lram或者外径12.3,、厚度1.3ram时的数据。<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table>将通过工序模式B挤压后的冷却设为用空气强制空冷而制作的实验No.82、86、90，与挤压后的冷却为水冷的制造模式A制作的实验No.81、85、89在各特性上示出同等或者稍低的值。冷却速度快的一方固溶更多的Co、P等，所以工序模式A的耐压强度等高于工序模式B。但是，由于本发明合金的固溶感受性迟钝，因此，即使挤压后的冷却为强制空冷也与水冷同样地固溶大部分Co、P等，所以在工序模式A和工序模式B的差小，工序模式B也示出良好的结果。通过工序模式C在旋压加工前在395。C进行240分钟的热处理而制作的实验No.83、87、91的耐压强度、再结晶率、晶粒直径、析出物的析出状况、维氏硬度与由制造模式A制作的结果相同。而且，导电率高于制造模式A的结果，成为与表27的C1220同等的值。在该旋压加工后的金属组织均匀地分散具有Co、P的220nm的大致圆形、或大致椭圆形的微细析出物，或者所有析出物的90%以上为30nm以下的大小的微细析出物。而且，通过工序模式D在旋压加工后以460。C进行50分钟的热处理而制作的实验No.84、88、92也示出与制造模式C的结果同样的结果。我们认为若如工序模式C、D在旋压加工的前后进行热处理，则促进P等的析出，所以导电率变高。接着，对挤压前的铸块的加热温度的影响进行说明。表14、15利用第1第4发明合金表示变更制造模式A及D中的铸块加热温度时的数据。<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table>制造模式A及D的铸块加热温度为850°C，但是制造模式Al及Dl设为91(TC，制造模式A2设为830°C。加热温度高的一方维氏硬度高，其结果耐压强度高。我们认为，这是由于加热温度高的一方固溶更多Co、P等，再结晶化稍慢，得到的析出粒子变微细，晶粒直径变小。而且，加热温度高的一方，直管部7的导电率稍低。认为这是固溶很多Co、P。根据上述评价结果，对本实施方式所涉及的高功能铜管的特性进行说明。本高功能铜管在从热挤压后的温度到60(TC的温度范围以103000°C/秒被冷却。其后，用冷拉伸等加上70%以上的加工率，通过加工硬化变为高强度。由于成为高强度，所以即使变薄，也能进行之后进行的高速旋转的旋压加工。在冷加工后的管坯的状态下Co、P等很好地固溶。在一部分具有10nm左右的Co、P、或有时包含Ni、Fe的微细的析出物。Co、P等很好地固溶，即，拉拔加工前的铜管的导热性低，所以热在旋压加工时或钎焊时不扩散。从而，容易进行加工，加工端部5和热影响部6的温度上升少。而且，即使在钎焊时预热少即可，抑制加工端部5和热影响部6的温度上升。这样，拉拔加工前的铜管的导热性低，所以容易加工，并且拉拔加工后的加工部的导热性通过加工热等提高，所以作为耐压导热容器适而且，若进行旋压加工，则加工中央部4通过加工热温度上升到80095(TC。在75(TC附近开始再结晶化，所以加工中变形阻力急剧降低，得到与磷脱氧铜同等的加工性。另外，与加工中央部4相比加工量少且厚度薄的加工端部5的再结晶率低，所以在旋压加工中变形阻力也高。由此，即使在旋压加工中发生很大转矩也不发生扭转或屈曲。同样，热影响部6在50(TC或其以上大概上升到70CTC，但是由于几乎不再结晶，所以材料的强度高。即使再将热影响部6以700'C加热20秒钟，由于再结晶率低，所以加热到70(TC时的强度高。由此，在旋压加工中不参与变形的部分或变形少的部分的强度高，所以即使薄，也不出现旋压加工不良。加工中央部4的再晶粒通过上述的Co、P等微细的析出物控制晶粒成长而成为微细的粒径。而且，加工中央部4通过旋压加工拉拔而外径变小并变厚。进而成为微细的再晶粒且强度高，所以即使施加内压，在该部分也不破裂。由此，对耐压导热容器的耐压强度没有大的影响。加工端部5或热影响部6通过旋压加工外径不变小，仅稍微变厚。但是，在拉伸后的管坯的状态下，固溶感受性与上述的加工中央部4同样地迟钝，所以大部分的Co、P等很好地固溶。而且，通过旋压加工的升温为50075(TC左右，所以在升温过程中，在再结晶之前开始Co等原子的移动。另夕卜，析出Co、P、Ni、Fe等的微细的析出物，使再结晶化慢。本发明合金在70(rC或75(TC，若是十几秒或几秒，则几乎不再结晶，不发生显著的软化。这样，阻碍加工端部5或热影响部6的再结晶。而且，由在再结晶之前发生的回复现象等引起的软化通过Co、P等的析出大致相抵消，所以保持管坯的强度而成为高强度。而且，通过Co、P等的析出，导热性提高。而且，通过旋压加工后的35060(TC、10300分钟的热处理，Co、P等析出，强度提高。与此同时成为与过去的纯铜类的C1220同等的导热性。在加工中央部4升温至高温的部分，通过旋压加工后的空冷固溶较多的Co、P等，但是通过该热处理析出Co、P等，所以导热性和强度提高。升温到高温状态(80(TC以上)的一步之前的加工端部5或热影响部6在管坯时处于本来固溶有很多的Co、P等的状态。从而，通过由该热处理的析出硬化，强度提高的同时导热性也提高。未受加工热的直管部7原来就显著地加工硬化，基材通过该热处理软化。但是，该软化程度超过由析出的硬化程度，或同程度且稍微软化，或者具有同程度的强度，直管部7的导热性提高。而且，加工变形通过热处理恢复，所以延展性提高。即使在旋压加工之前进行该热处理，也可以得到与在旋压加工后进行热处理同样的效果。而且，即使在未进行该热处理的情况，通过在旋压加工后将耐压导热容器与其他部件进行钎焊或焊接，通过该热在加工端部5或热影响部6可得到与进行了热处理效果同样的效果。但是，若考虑旋压加工或钎焊时的散热，在其后进行热处理为好。这样，本实施方式所涉及的高功能铜管在拉伸后的管坯的状态下，通过加工硬化强度高，在大约75(TC以下的温度几乎不进行再结晶，因此，即使变薄，也能够进行高速旋转的旋压加工。而且，除去加工端部5的旋压加工部分再结晶，所以在旋压加工时表示良好的加工性。而且，在旋压加工后，加工中央部4的再晶粒直径小，所以强度高。而且，加工端部5或热影响部6的再结晶率低，所以强度高。而且，通过加工热的影响析出Co、P等，所以由旋压加工热的软化现象抑制为最小限。而且，通过旋压加工前或旋压加工后的热处理，Co、P等析出，所以管材被加强的同时导热性提高。这样，表示高强度即高耐压性能，所以与使用过去的C1220的情况相比可将耐压导热容器的厚度设为1/2到1/3，耐压导热容器成为低成本。而且，耐压导热容器的厚度变薄且变轻，所以保持耐压导热容器的部件也减少并成为低成本。从而，可谋求热交换器部的紧凑化。接着，对本实施方式所涉及的高功能铜管的变形例的工序模式E进行说明。在本变形例中，在工序模式A的拉伸加工期间的外径50mm、厚度3mm的阶段以53(TC进行了5个小时的再结晶退火。而且，通过冷拉伸设为外径30腿、厚度1.25mm的管坯，通过旋压加工拉拔为外径12.3mm、厚度1.3mm。在表16、17表示本变形例和作为比较的工序模式A的实验结果。<table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table>而且，得到了拉拔加工部的以70(TC加热20秒后的维氏硬度(HV)的值为90以上、或加热前的维氏硬度的值为80%以上的高功能铜管(参照表2、3的实验NO.13、57，表6、7的实验NO.31，表8、9的实验N0.4143、46、4951等)。此外，得到了破裂压力指数PlB的值为600以上的高功能铜管(参照表2、3的实验NO.111，表4、5的实验N0.2124，表6、7的实验N0.3135，表8、9的实验NO.4155等)。而且，可得到0.5%变形压力指数PI^的值为300以上，或者1%变形压力指数PL的值为350以上的高功能铜管(参照表2、3的实验NO.l11，表4、5的实验N0.2124，表6、7的实验NO.3135，表8、9的实验NO.4155等)。而且，得到了如下的高功能铜管在拉拔加工前的金属组织中，均匀地分散有具有Co、P的220nm的大致圆形或大致椭圆形的微细析出物，或者所有析出物的90%以上为30nm以下的大小的微细析出物且均匀分散(参照表16、17的实验N0.101、102)。而且，得到了如下的高功能铜管在拉拔加工后、或与其他的铜管的钎焊之后的加工端部及加工中央部的金属组织，均匀地分散有具有Co、P的220nm的大致圆形、或大致椭圆形的微细析出物，或者所有析出物的90%以上为30nm以下大小的微细析出物且均匀地分散(参照表2、3的实验NO.l、3、7、10，表8、9的实验N0.43、44、46、49，表12、13的实验NO.8184、8892，表14、15的实验NO.201213等)。此外，得到了加工中央部的金属组织再结晶，晶粒直径为335um的高功能铜管(参照表2、3的实验N0.111，表4、5的实验N0.2124，表6、7的实验NO.3135，表8、9的实验NO.4155等)。(第2实施方式)对本发明的第2实施方式所涉及的高功能铜管进行说明。在本实施方式中与第l实施方式不同，代替旋压加工通过锻压加工、刮刀拉拔加工、滚压成型等的冷拔加工制作耐压导热容器。(实施例)制作与第1实施方式的实施例同样的高功能铜管，通过冷拔加工制作耐压导热容器。制作的耐压导热容器按每个制造条件准备了3个。3个之中的2个是将拉拔管部3的一端通过磷铜钎焊料(7mass%P—CU)连接在耐压实验的黄铜制的冶金工具，并由铜钎焊料密闭了另一端。这些2个中的l个调査了金属组织、维氏硬度、导电率等的各种特性。另一个调查了耐压强度。剩余的l个未进行钎焊，仍以耐压导热容器切割相当于加工端部5及热影响部6的部分，在被加热到70(TC的盐浴中浸渍20秒钟后取出空冷。并且，测量了维氏硬度和再结晶率。根据该70(TC、20秒加热后的维氏硬度和再结晶率、及上述的耐压强度评价了耐热性。表18、19表示通过这些方法制作的耐压导热容器的结果。合No工序内容实验No.管*E尺1"拉拔口部尺寸耐压强度再结晶率(结晶粒径外径mm厚度mm外径mm厚度mmPI(B)PI(0.5%)PI(1%)直管部拉拔加工部加工中央部热影响部和加工端部的平均(拉拔加工部)加工中央热影响部加工端部第l发明合金1刮刀成型Ill50i14.31.11035965画0020腦1014第4发明合金10刮刀成型11250i14.31.110751010105500201001010比较用23刮刀成型11350i14.31.1530205260010010010010080C122031刮刀成型11450161.54431171530100100100100120第2发明合金4挤压后热处理，刮刀成型11530i12.51.110569901041第4发明合金10刮刀成型+热处理11650i14.31.11085麵10550020100101010加热9or，刮刀成型11750i14.31.1111010501075001510087.5第4发明合金8锻压]2150i14,31.1960卿93000301001512C122031锻压122505161.54371201630100100100100120第2发明合金4挤压后热处理，锻压12330112.51.210329691014第4发明合金8加热910'C,锻压12450114.31.1101094097000201001010第发明合金3滚压成型13150127.81.41215腦119538[表19]<table>tableseeoriginaldocumentpage39</column></row><table>以下表示各制造条件。(1)实验No.111114刮刀拉拔加工通过工序模式A的管坯。实验No.111、112分别使用合金No.1、10的发明合金，实验No.113利用合金No.23的比较用发明合金，实验No.114使用C1220。实验No.115利用合金No.4的发明合金刮刀拉拔加工通过上述工序模式E的管坯。实验No.116在上述实验No.112之后进行46(TC、50分钟的热处理。实验No.117利用合金No.10的发明合金进行刮刀拉拔加工将在工序模式A的铸块加热温度设为91(TC的管坯。(2)实验No.121、122锻压加工工序模式A的管坯。实验No.121利用合金No.8的发明合金，实验No.122利用C1220。实验No.123利用合金No.4的发明合金，旋压加工由上述工序模式E的管坯。实验No.l24利用合金No.8的发明合金旋压将工序模式A中的铸块加热温度设为910°C的管坯。(3)实验No.131利用合金No.3的发明合金滚压成型加工由工序模式A的管坯。通过这些加工方法制作的拉拔铜管(耐压导热容器)的形状与由旋压加工制作的铜管的形状相同，但是与旋压加工不同，拉拔管部的厚度与加工前的管几乎无差异。g卩，厚度不变厚，所以由与配管用铜管接合即钎焊带来的热影响比通过旋压加工制作的耐压导热容器大。利用C1220,由刮刀拉拔加工或旋压被拉拔的铜管(耐压导热容器)的耐压强度与由旋压加工制作的铜管相比为相同程度或反而低。在拉拔部和管坯的厚度没有差异，所以接近通过与其他配管等的钎焊的接合部，拉拔加工部8的温度尤其上升，晶粒粗大化。耐压强度被外径和厚度影响，所以在旋压加工中相当于加工端部或热影响部的部分，由于钎焊的热影响而温度上升。其结果，认为由于再结晶且晶粒粗大化，所以成为耐压性不良的结果。另一方面，该发明合金的情况，在接近接合部的拉拔管部3，通过由钎焊成为约80(TC的高温而再结晶，但晶粒细小、直径小，所以耐压实验时在接合部附近不破坏。加工端部5的温度上升至大约750°C，虽然软化，但保持高的强度且材料直径小，所以不破坏。热影响部6上升至大约700°C，基材稍微软化，但几乎不再结晶。耐压导热容器通过内压破裂的情况，大多在该热影响部6破裂。耐压强度影响到外径，所以加工端部5、热影响部6的强度具有与旋压加工的加工端部5、热影响部6同等的强度，因此认为耐压强度远远高于C1220。钎焊之后的该发明合金与由旋压加工制作的相同组成的耐压导热容器同样地，各部分的维氏硬度高，相当于加工端部5的部分的未再结晶率低。相对于发明合金的700。C、20秒钟加热后的维氏硬度均为130以上，C1220大约为40。尚且，若合金No.13的比较用合金也加热到70(TC，则全部再结晶，维氏硬度也低。这样，在由刮刀成型等制作的耐压导热容器中发明合金具有优异的耐热性。在70(TC下加热后的热影响部的金属组织均为0%的再结晶率，即，是未再结晶状态，所以保持着高的耐热性、高的耐压性。本发明合金是具有高强度并富于延展性的材料，所以比较容易通过这些旋压加工、刮刀拉拔等冷拔加工成型为拉拔铜管。在这些加工方法中，几乎不发热，所以耐压导热容器，在整体成为与第1实施方式的耐压导热容器的直管部7同样的特性。而且，即使钎焊，相当于热影响部6的部分几乎不再结晶，相当于加工端部5的部分的再结晶率也为1030%，保持高的强度。由此，任意的耐压导热容器也示出与由旋压加工制作的拉拔铜管同等的高的耐压强度。而且，即使是旋压加工拉拔加工的程度小且发热少时，成为与这些冷加工同样的结果。这样，本发明合金通过冷加工也可制作耐压导热容器，且显示良好的特性。在本实施方式的高功能铜管中，得到了拉拔加工部的金属组织的再结晶率为50%以下，或者热影响部的再结晶化率为20%以下的高功能铜管(参照表18、19的实验N0.111、112、116、117、121、124)。而且，在表20表示作为第2实施方式的变形例的将通过冷加工来加工端部的2个管坯钎焊而制作的耐压导热容器的实验结果。合金No.工序内容实验No.耐压强度PI(B)PI(0.5%)PI(1%)第4发明合金10钎焊141902842886第3发明合金14钎焊142970895943表5表示该耐压导热容器的侧剖面。对通过工序模式A制作的外径25mm、厚度2mm、和外径50咖、厚度1.5mm的管坯以550。C进行了4个小时的完全再结晶退火。在退火后将外径25mm的管坯拉伸到外径12.9mm、厚度1.6mm，切断为长度25mrn，通过冲压加工将一端扩管而设为外径22.5mm。而且，外径50mm的管坯在退火后拉伸到外径30mm、厚度1.25mm，切断为长度150mm后，通过冲压加工将两端拉拔为外径22.5mm。因而，通过钎焊接合外径22.5mm的2个管的端彼此，而制作了耐压导热容器。制作的耐压导热容器示出高的耐压强度。这样，本发明合金即使在冷加工后进行钎焊，耐压强度也高。尚且，本发明不限于上述各种实施方式的构成，可以在不变更发明的宗旨的范围进行各种变形。例如，在将管变细时代替拉伸而可以进行管轧。而且，代替锻压加工，可以进行不伴随大的发热的旋压加工、冷间的模糊41或者滚压或冲压的成型。而且，代替钎焊，可以进行焊接。而且，耐压导热容器的形状不限于将管的一端或两端拉拔的形状。例如可以是拉拔部成为2段的形状。本申请根据日本国专利申请2007-331080而进行优先权主张。该申请的内容全部通过参照编入该申请。权利要求1.一种高强度、高导热铜合金管，其特征在于，合金组成中含有0.12～0.32mass％的Co、0.042～0.095mass％的P和0.005～0.30mass％的Sn，在Co的含量[Co]mass％和P的含量[P]mass％之间，具有3.0≤([Co]-0.007)/([P]-0.008)≤6.2的关系，并且，余量是Cu及不可避杂质，并被实施了拉拔加工。2.—种高强度、高导热铜合金管，其特征在于，合金组成中含有0.120.32massO/o的Co、0.0420.095mass%WP禾Q0.0050.30massO/o的Sn，并且含有0.010.15mass。/o的Ni或0.0050.07mass。/o的Fe中的任意一种以上，在Co的含量[Co]mass。/。、Ni的含量[Ni]mass%、Fe的含量[Fe]mass。/。和P的含量[P]massy。之间，具有3.0《([Co]+0.85X[Ni]+0.75X[Fe]—0.007)/([P]—0.008)《6.2及0.015^1.5X[Ni]+3X[Fe]《[Co]的关系，并且，余量是Cu及不可避杂质，并且被实施了拉拔加工。3.如权利要求1所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，还含有0.0010.5massW的Zn、0.0010.2massy。的Mg、0.0010.lmass%的Zr中的任意一种以上。4.如权利要求2所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，还含有0.0010.5mass呢的Zn、0.0010.2mass呢的Mg、0.0010.lmass%的Zr中的任意一种以上。5.如权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，被实施了上述拉拔加工的拉拔加工部的金属组织的再结晶率为50%以下，或者热影响部的再结晶化率为20%以下。6.如权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，被实施了上述拉拔加工的拉拔加工部在70(TC加热20秒后的维氏硬度(HV)的值为90以上，或者加热前的维氏硬度的值的80%以上。7.如权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，上述拉拔加工为旋压加工，被实施了该旋压加工的拉拔加工部的金属组织的再结晶率为50%以下。8.如权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，上述拉拔加工为冷拔加工，在端部与其它铜管钎焊后，被实施了该冷拔加工的拉拔加工部的金属组织的再结晶率为50%以下，或者热影响部的再结晶化率为20%以下。9.如权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，将未实施上述拉拔加工的直管部的外径设为D(mm)，厚度设为T(mm)，施加内压而破裂时的压力设为破裂压力PB(MPa)时，(PBXD/T)的值为600以上。10.如权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，将未实施上述拉拔加工的直管部的外径设为D(mm)，厚度设为T(,)，施加内压而上述外径变形0.5%时的压力设为0.5%变形压力P0.5%(MPa)时，(P浅XD/T)的值为300以上，或者将上述外径变形1%时的压力设为1%变形压力P1%(MPa)时，(P1%XD/T)的值为350以上。11.如权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，上述拉拔加工前、拉拔加工后、或与其它铜管钎焊后的加工端部及加工中央部的金属组织中，均匀地分散有具有Co、P的220nm的大致圆形、或大致椭圆形的微细析出物，或者均匀地分散有所有析出物的90%以上为30nm以下的大小的微细析出物。12.如权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，被实施了上述拉拔加工的加工中央部的金属组织再结晶，晶粒直径为335um。13.如权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管，其特征在于，作为热交换器的耐压导热容器使用。14.一种权利要求1至4中任一项所述的高强度、高导热铜合金管的制造方法，其特征在于，包括热压、或热管轧，上述热压前的加热温度、或热管轧前的加热温度、或者轧制时的最高温度为77097(TC，从热压、或热管轧后的管的温度到60(TC的冷却速度为10300(TC/秒，通过之后的冷管轧、或拉伸，以70%以上的加工率加工后实施拉拔加工。15.如权利要求14所述的高强度、高导热铜合金管的制造方法，其特征在于，上述拉拔加工是旋压加工。16.如权利要求14所述的高强度、高导热铜合金管的制造方法，其特征在于，上述拉拔加工为冷拔加工，将冷管轧及拉伸中的冷加工合并的冷加工率为70%以上。17.如权利要求14所述的高强度、高导热铜合金管的制造方法，其特征在于，实施钎焊加工、或焊接加工。18.如权利要求14所述的高强度、高导热铜合金管的制造方法，其特征在于，在上述拉拔加工前、或上述拉拔加工后实施35060(TC、10300分钟的热处理。全文摘要本发明提供一种高强度、高导热铜合金管，将该高强度、高导热铜合金管设为含有0.12～0.32mass％的Co、0.042～0.095mass％的P、0.005～0.30mass％的Sn，在Co的含量[Co]mass％和P的含量[P]mass％之间，具有3.0≤([Co]-0.007)/([P]-0.008)≤6.2的关系，并且，余量是由Cu及不可避杂质构成的合金组成。即使通过由拉拔加工的发热而温度上升，Co及P的化合物均匀地析出，并且，通过Sn的固溶，再结晶温度上升，再结晶核的生成变慢，提高高强度、高导热铜合金管的耐热性及耐压强度。文档编号B21B23/00GK101568658SQ200880001040公开日2009年10月28日申请日期2008年11月10日优先权日2007年12月21日发明者大石惠一郎申请人:三菱伸铜株式会社