雙層盤管用鋼板及其制造方法

專利名稱：雙層盤管用鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明涉及用于雙層盤管的冷軋鋼板及其制造方法，該雙層盤管這樣制造，將銅或類似銅的具有自焊性的金屬鍍覆在鋼板的表面上，在成形為管狀之后，進行短時間的加熱，加熱到電鍍上去的金屬的熔點以上。
背景技術：
在各種壓縮機的連接管、汽車的制動管等領域中，正在使用著所說的雙層盤管，它與銅管具有同樣的外觀，具有優異的熱特性與美觀性，并且具有鐵的高強度與強韌性。
關于雙層盤管，例如在《鐵與鋼》第66年(1980)第1號第130頁中有詳細的說明。概述了雙層盤管的一般制造方法。以板厚約0.30mm程度的冷軋鋼板作為坯料，首先，在鋼板的兩面上進行電鍍。然后，使鋼板的軋制方向成為管子的軸向地卷曲鋼板。這時，卷曲兩周使管壁成為兩層板厚。然后，加熱到銅的熔點以上，使銅熔化，因而將間隙填滿，進行使鋼板互相接合的“自焊”。這樣，即獲得雙層盤管。然后，在冷態下進行形狀矯正與尺寸精制等而成為制品。
另外，如前所述，從用途上考慮，對于雙層盤管來說，一般要求氣密性等的可靠性。
使用于雙層盤管的鋼板，是板厚在0.35mm以下的極薄冷軋鋼板，由于要求極高的成形性，以前，一般一直在使用低碳鋼的裝箱退火材料。
這種裝箱退火材料，在材質上較軟并具有良好的成形性，因此可以足夠作為雙層盤管的坯料來使用。但是，由于制造工序需要數日，生產效率低。另外，存在著在盤管的縱長方向與寬度方向上的材質不均勻性大的問題。另外，為了減輕管子成形用金屬模具的消耗以及為了提高制管(卷管)過程中的形狀定型性，正在尋求確保強度并且更軟質因而形性優異的材料。
近年，大幅度減少含碳量(0.020％以下)的極低碳鋼在一般的冷軋鋼板領域內受到注目。極低碳鋼適合于生產效率高和材質均勻性優異的連續退火法。還具有軟質并且在成形方面也優異的特征。因此，欲要解決上述問題，應用軟質的極低碳銅連續退火材料是有希望的。
但是，在雙層盤管的制造過程中，在卷成管之后，由于拉拔加工，會產生約7～8％程度的冷變形。并且，可以說是短時間地，在銅的熔點(1083℃)以上的高溫下進行為了完成自焊接的熱處理。因此，擔心的是由于加工與熱處理引起的鋼組織的粗大化。實際上可知在以極低碳鋼作為坯料制造雙層盤管時，屢屢會發生對強度與韌性有顯著不良影響的粗大晶粒。
因此，本發明的目的在于解決以往技術所存在的上述問題。即提供一種制造利用自焊性的雙層盤管所用的冷軋鋼板及其制造方法，其材質比以往格外提高，并且，同時具有高生產效率與材質均勻性。
本發明的具體目標是提供具有以下特性的用于制造雙層盤管的冷軋鋼板及其制造方法。
1)在為了自焊接的熱處理中，不會發生由于特性惡化特別是粗大晶粒引起的強度與韌性的惡化。
2)謀求制管時變形阻力小，使金屬模具的磨損在最低限度內，以延長壽命。
3)在制管時，材料軟質而且形狀定型性優異。
4)最終具有足夠的強度、延展性與韌性。或者還具有5)是板厚為0.35mm以下的極薄鋼板，而且鋼板(鋼帶)的縱長方向與寬度方向的材質均勻性優異，不會發生形狀不一。
發明者們為了解決上述問題反復進行試驗與研究，結果與一直認為控制析出物在防止晶粒成長上是有效的這一以往的見解相反，發現將未析出狀態的Nb或Ti確保一定量以上才是有效的。
并且，發現通過控制鋼的成分，精軋的終了溫度、卷繞溫度等熱軋條件，此外把退火條件控制在適當范圍，能把上述一定量以上的Nb、Ti確保在未析出狀態(即固溶狀態)，將結晶粒控制在最佳范圍，并在制管時的熱處理后也能確保穩定的機械性質，從而完成本發明。
發明的公開本發明是1)一種成形性優異，并且成形一熱處理后的管強度與韌性優異的雙層盤管用鋼板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％，還含有
Nb0.003～0.40wt％，Ti0.005～0.060wt％。
的1種或2種，并且Nb、Ti中的至少一方是以固溶狀態存在0.005wt％以上，鐵素體組織的結晶粒徑為5～10μm(權利要求第1項)。
2)另一種成形性優異，并且成形一熱處理后的管強度與韌性優異的雙層盤管用鋼板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％，S0.02wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，并且假定TiN、TiS、TiC與NbC按此順序盡可能地形成，如此進行計算，剩余的Nb、Ti量都不到0.005wt％，而且，Nb、Ti中的至少一方是以固溶狀態存在0.005wt％以上，鐵素體組織的結晶粒徑為5～10μm(權利要求第2項)。
3)另一種上述1)或2)所述的雙層盤管用鋼板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％Si0.10wt％以下Mn0.1～1.5wt％P0.02wt％以下，S0.02wt％以下，Al0.100wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，并且其余部分是Fe與不可避免的不純物的鋼成分(權利要求第3項)。
4)另一種1)或2)所述的雙層盤管用鋼板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％Si0.10wt％以下Mn0.1～1.5wt％，P0.02wt％以下，
50.02wt％以下，Al0.100wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040 wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，還含有從B0.0005～0.0020wt％，Cu0.5wt％以下Ni0.5wt％以下Cr0.5wt％以下，Mo0.5wt％以下中選出的任1種或2種以上，其余部分是Fe與不可避免的不純物的鋼成分(權利要求第4項)。
5)一種成形性優異，并且成形-熱處理后的管強度與韌性優異的雙層盤管用鋼板的制成方法，其特征在于將含有C0.0005～0.020wt％還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種的鋼坯料在終了溫度為1000～850℃的條件下進行熱精軋，在750C以下進行卷繞，然后，冷軋，在650℃～850℃，20秒以下的條件下連續退火，以20％以下的壓下率進行2次冷軋(權利要求第5項)。
6)一種成形性優異，并且成形-熱處理后的管強度與韌性優異的雙層盤管用鋼板的制造方法，其特征在于鋼坯料含有C0.0005～0.020wt％，S0.02wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，并且使TiN、TiS、TiC與NbC按此順序盡可能地形成，如此進行計算，剩余的Nb、Ti量都不滿0.005wt％，將上述鋼坯料在終了溫度為1000～850℃的條件下進行熱精軋，在750℃以下進行卷繞，然后，冷軋，在650C～850℃、20秒以下的條件下連續退火，以20％以下的壓下率進行2次冷軋(權利要求第6頁)。
7)按5)或6)所述的雙層盤管用鋼板的制造方法，其特征在于鋼板含有C0.0005～0.020wt％．Si0.10wt％以下，Mn0.1～1.5wt％．P0.02wt％以下，S0.02 wt％以下，Al0.100wt％以下N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，其余部分是Fe與不可避免的不純物的鋼成分(權利要求第7項)。
8)按5)或6)所述的雙層盤管用鋼板的制造方法，其特征在于鋼板含有C0.0005～0.020wt％，Si0.10wt％以下，Mn0.1～1.5wt％，P0.02wt％以下，S0.02wt％以下，Al0.100wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040 wt％，Ti0.005～0.060 wt％的1種或2種，還含有從B0.0005～0.0020wt％，Cu0.5wt％以下，Ni0.5wt％以下，Cr0.5wt％以下，Mo0.5wt％以下中選出的任1種或2種以上，其余部分是Fe與不可避免的不純物的鋼成分(權利要求第8項)。
附圖的簡要說明

圖1是表示固溶狀態的Nb或Ti量與鐵素體的結晶粒徑的關系。
實施發明的最佳形態以下，說明本發明的最佳實施形態。
(1)關于鋼成分C0.0005～0.020wt％關于C，由于其極低化，提高制管時的成形性(減小變形應力，改善形狀定型性)。但不足0.0005wt％時，結晶粒的粗大化變得顯著，難以確保必要的強度與韌性。再者，發生類似所謂橘皮狀現象的粗糙表面的危險增大。另一方面，超過0.020wt％時，鋼板的延展性與形狀型性顯著惡化，更加劇了由于鋼板的薄化引起的加工性惡化的傾向。另外，過多的C量，冷軋制性也降低。因此，C量應為0.0005～0.020wt％的范圍內。再者，在需要更加高度的材質穩定性與優異的延展性的情況下，最好是在0.0010～0.015wt％的范圍內。
Si0.10wt％以下，關于Si，多量添加時，會引起表面處理性降低，耐腐蝕性降低，使鋼顯著地固溶強化，以致成形時的變形阻力增加。因此，將其上限定為0.10wt％。再者，在需要特別優異的耐腐蝕性的情況下，最好限制在0.02wt％以下。
Mn0.1～1.5wt％Mn是防止由于s引起的熱裂紋的有效元素。尤其是在不添加Ti的鋼中，最好根據含有的S量添加Mn。另外Mn有結晶粒的微細化效果，尤其是對于處于保持高溫過程中的結晶粒有抑制其粗大化的效果，因此最好添加。
為發揮此等效果，至少要添加0.1wt％。但是，過度的添加，會使耐腐蝕性惡化，以及由于鋼板的硬質化引起冷軋性惡化，因此，其上限為1.5wt％。再者，在需要更好的耐腐蝕性與成形性的情況下，最好在0.60 wt％以下的范圍內進行添加。
P0.02wt％以下P會使鋼硬質化，使凸緣加工性與形狀定型性惡化。另外，是使耐腐蝕性也惡化的有害的元素，因此其上限為0.02wt％。再者，在特別重視這些特性的情況下，最好在0.01wt％以下。
S0.02wt％以下S是作為鋼中的夾雜物存在，是降低鋼板的延展性，使耐腐蝕性惡化的元素，因此，其上限為0.02wt％。再者，在要求特別良好的加工性的用途中，最好在0.01wt％以下。
Al0.100wt％以下Al是在鋼的脫氧中有用的元素。但含有量過多時，會招致表面性狀惡化，因此其上限為0.100wt％。再者，從材質穩定性的觀點考慮，最好在0.008～0.060wt％的范圍內添加。
N0.0050wt％以下關于N，含有量增加時，會促進鋼板發生內部缺陷，另外在連續鑄造時還會引起扁鋼坯裂紋等。另外，會使鋼過分硬質化，因此其上限為0.0050wt％。再者，從考慮整個制造過程中的材質穩定性、提高材料利用率的觀點考慮，最好在0.0030wt％以下的范圍內。
Nb0.003～0.40wt5Nb對于鋼板組織微細化是有效的元素，其效果在管成形后的熱處理之后還持續。由于這樣的鋼組織的微細化，顯著改善作為管子使用時的2次成形性(即在管狀態下的彎曲、拉伸等成形性)，耐沖擊特性也得到改善。這樣的Nb的效果在添加0.003wt％以上時能發揮，但添加量超過0.040wt％時，容易發生鋼硬化與扁坯裂紋，并且熱、冷軋制性惡化。因此Nb添加量應在0.003～0.040wt％的范圍內。再者，材質上更理想的范圍是0.020wt％以下。
Ti0.005～0.060wt％Ti也與Nb大致相同，具有組織微細化的效果。欲獲得這種效果，要添加0.005wt％以上，添加量超過0.060wt％時，會增加表面缺陷的發生。因此，Ti添加量要在0.005-0.060wt％的范圍內。再者，材質上更好的范圍是0.015％以下。再者，Nb與Ti，單獨添加或復合添加都不會使各自的效果互相抵消。
固溶狀態的Nb、Ti是本發明的非常重要的構成必要條件之一。詳細的機理不一定清楚，固溶狀態的Nb、Ti中的至少一方存在0.005wt％以上時，則如圖1所示，能顯著防止雙層盤管經過成形加工一熱處理的組織粗大化。再者，供圖1的試驗所用鋼成分為0.0025C-0.02Si-0.5Mn-0.01P-0.010S-0.040Al-0.0020N-Nb，及同樣情況地，Ti是變化的，Nb是0.018％與0.015％、Ti為0.040％與0.060％，分別使用2種水準。對熱軋條件與熱處理條件來說，熱軋終了溫度為950～870℃，卷繞溫度為720～540℃，退火條件為750℃～20sec，退火后進行2％的二次冷軋。結果，出現了固溶Nb在0～0.015％的范圍內變化。
此Nb與，或Ti至少存在一種以上是必要的，就兩者的合計而言，即使存在0.005wt％以上也不能獲得上述效果。另外，Nb、Ti的固溶量，即使都存在0.005wt％以上，其效果也不會互相抵消。因此，Nb、Ti中的至少一方在固溶狀態下存在0.005wt％以上是必要的。
另外，在此所說的固溶狀態的Nb、Ti定義為從鋼中所含的全部Nb、Ti的量中分別減去作為由電解提到分析而定量的析出物的Nb、Ti而獲得的量。另外，所謂電解提取法，是使用非水溶介質類電解液定電位法所進行的分析方法，是使用10％戊二酮-1％氯化四甲銨-甲醇電解液將試料電解，用0.2μm的核膜孔過濾器(nuclear porefilter)將殘渣去除，用光吸收測量光度法進行各元素量的定量。
剩余的Ti與Nb如上所述，Ti與Nb是本發明的重要元素，另一方面，過量的添加根據下述理由有不好的一面。
即Ti、Nb在一般的冷軋鋼板中被視為對于提高成形性、特別是軟質化、r值與延展性是理想的元素。但是，對于本發明這樣極薄的鋼板來說，在制造過程中需要極高的冷軋壓下率(即使是使用現有的最高的薄熱軋制造技術，也是最低70％以上，通常80％以上)，因此，存在著冷軋負荷大，Nb、Ti的過量添加，有使軋制時變形阻力顯著增加，表面性狀劣化的缺點，不合乎理想。另外，存在著強度、r值、延展性等各特性由于加工方向引起的差異，即各向異性大的缺點。為防止這一點，要避免Ti、Nb的過量添加。另外，從添加成本方面考慮也要求Ti、Nb都是必要最小量。
根據以上所述的理由，發明者從其析出過程對Ti、Nb的添加上限進行研究的結果，查明以下述的添加量作為上限為宜。即必要利用鋼的成分值，假定TiN、TiS、TiC與NbC按照該順序盡可能地形成，并進行計算，剩余的Ti與Nb必須各自不足0.005wt％。
具體地講，剩余的Ti(下面以Tiex表示)是形成TiN、TiS、TiC后殘余的Ti，因此按照各重量％，可由下式化學計量地計算。
Tiex＝Ti-(48/14)·N-(48/32)·S-(48/12)·C剩余的Nb(下面以Nbex表示)的計算分為以下的情形。
1)在未添加Ti的情況下，不能形成TiN、TiS、TiC，因此只考慮Nbc，可按下式求得。
Nbex＝Nb-(93/12)·C2)在添加有Ti，并Tiex≥0的情況下，不殘留為了形成NbC的C，因此可由下式求得。
Nbex＝Nb3)在添加有Ti，并且Tiex≤0的情況下，不殘留為了形成NbC的C，因此可由下式求得。
首先，計算出形成TiN、Tis的Ti(以下以TiNS表示)，TiNS＝Ti-(48/14)·N-(48/32)·S由此根據TiNS的值，分別3a)TiNs≤0的情況下，C全部形成NbC，因此Nbex＝Nb-(93/12)·C…………與1)相同3b)TiNs>0的情況下，對應TiNS的量，形成TiC后，剩余的C形成NbC，因此可由下式求得Nbex＝Nb-(93/12)·(C-(12/48)·TiNS)再者，如上所述，在Ti、Nb添加量上設置上限的作法，具有難以確保固溶量的一面。然而本發明的意義就在于這樣的制約下，仍能確保固溶Ti、Nb有必要量，解決鋼板制造上的問題，使確保材質特性與確保雙層盤管成形后的強度、韌性兩全。
另外，還可含有從B0.0005-0.0020wt％(A群)，Cu0.5wt％以下、Ni0.5wt％以下、Cr0.5wt％以下、Mo0.5wt％以下(以上B群)的群的1群或2群中選出的任1種或2種以上。
B0.0005-0.0020wt％B是在確保由制管后的組織微細化所獲得的強度上有效的元素。在添加量為0.0005wt％以上時能發揮這樣的效果，但添加超過0.0020wt％時，會增加鋼板的面內各向異性，不符合理想。因此，B量應在0.0005-0.0020wt％范圍內、最好在0.0005～0.0010wt％范圍內添加。
Cu0.5wt％以下、Ni0.5wt％以下，Cr0.5wt％以下，Mo0.5wt％以下這些元素都有提高鋼板強度的作用，特別是對于進行制管焊接時的加熱處理后的強度，根據必要進行添加。但是在添加量超過0.5wt％的情況下，會使冷軋性惡化，因此要在0.5wt％以下的范圍內添加。
屬于上述選擇性添加元素的B群、Cu、Ni、Cr與Mo群的各元素，可各群單獨添加1種以上，也可跨越兩群復合添加2種以上。
(2)關于結晶組織等鐵素體的結晶粒徑為5～10μm。結晶粒徑不是5μm時，將會顯著發生鋼的硬質化、管成形時形狀不良與工具磨損增加等缺點．另一方面，結晶粒徑超過10甲時，難以保持成形一熱處理后的組織均勻微細，作為制品的使用特性的強度與韌性降低。因此，鋼板的結晶粒徑應為5～1Oμm。
另外，鋼板的硬度(調質度)最好為T1～T3。調質度超過T3時，成形性的劣化明顯化，并且工具短壽命化顯著。可以說若在管成形-熱處理后能確保足夠的強度，則坯料強度低是所希望的。
另外，與上述雙層盤管用鋼板的成形一熱處理后強度同樣，韌性也是重要的特性之一。作為其評價法有在管子狀態下通過加切口的拉伸或高速拉伸來進行評價等。
(3)關于制造條件熱精軋熱軋的終了溫度低于850℃時，熱軋后的組織均勻性即降低，這在冷軋退火后也繼續保持，因此材質的標準偏差增加，機械特性的可靠性降低，不符合理想。另一方面，超過1000℃時，由于鱗片引起的表面缺陷的發生明顯化。因此，熱精軋的終了溫度在1000～850℃的范圍內為宜。又考慮到熱軋制性時，最好是在950～850℃的范圍內。
另外，為使熱精軋終了后的Ti、Nb的析出機會減少，最好在精軋終了后1秒以內以30℃/sec以上的速度進行急冷。
再者，在對熱粗軋終了的薄板坯進行精軋時，在精軋機進入側，由于應用薄板坯進行接合的連續軋制(無接頭軋制)，在鋼帶的前端、后端的通板穩定，在鋼帶的全長上進行精軋后緊接著進行的上述急冷變得容易，因此是合乎理想的。
熱軋后的卷繞熱軋后的卷繞溫度超過750℃時，所添加的鋼中的Nb與Ti難以在固溶狀態下殘留．因此，不能充分發揮利用固溶狀態的Nb、Ti進行的抑制制管時結晶粒粗大化的效果。另外，在這一情況下，在縱長方向上獲得均一的材質也是困難的。因此，熱軋后的卷繞溫度應在750℃以下，最好是在650℃以下。
關于其后進行的酸洗與冷軋條件沒有特別規定的必要，按照通常的極薄鋼板的制造方法即可。
冷軋后的退火退火溫度低于650℃時，組織的大半成為未再結晶組織，不能達到鋼板的軟質化。因此，不能達到減輕制管時負荷的目標。在650℃以上進行退火時，雖然不成為完全的再結晶組織，但是，對于本發明的用途來說，達到了足夠的軟質化。退火溫度為750℃以上時，大致成為再結晶組織，能確保極佳的加工性。但是，象在一般的加工用冷軋極低碳鋼板上所發生的那樣，在超過850℃而以高溫進行退火的情況下，發生鋼組織粗大化與不均勻組織化，同時在退火中促進Ti或Nb析出，不能達到制管一熱處理后的組織均勻而且微細化的要求。
因此，退火溫度以650～850℃的范圍為宜，考慮到材質的穩定性等時，最好在700℃～800℃的范圍內。再考慮到經濟性與熱處理后材質的穩定性時，最好在780℃以下。
退火的均熱時間也是重要的構成必要條件之一。以往的退火，為獲得穩定的再結晶組織，通常至少要進行30秒程度的退火。但是這樣做，由于退火中Ti與Nb的析出，難以確保本發明所必要的固溶Ti、Nb。如上所述，使退火溫度在850℃以下，而且使均熱時間為20秒以下這樣的短時間，即能確保固溶狀態的Ti、Nb。對于這樣的短時間退火來說，以往，在以深拉深用途為前提的極低碳鋼中，可以認為r值、延展性是不足的，但是對于本發明的用途來說沒有問題，能適用。
退火后的2次冷軋退火后進行的2次冷軋，除調整表面粗度之外，還有減小板厚的作用。為此所進行的2次冷軋的壓下率最好在1.0％以上。但是，超過20％地進行2次冷軋時，由于機械特性中特別是屈服應力增加，制管性劣化。因此，退火后的2次冷軋壓下率應為20％以下。最好為1.0～10％。
經上述過程能制造本發明的鋼板。該鋼板的最終厚度沒有特定，在0.35mm以下的范圍內能更有效地發揮適用本發明的優越性。
表面處理以上所說明的鋼板，是將象銅那樣具有自焊作用的金屬進行鍍覆，在制管后的熱處理中進行焊接處理。因此，基本上不要再進行表面處理，但是可根據必要進行化學的、電化學處理，以補足上述金屬鍍覆的作用。
實施例1以轉爐熔煉的鋼，其成分組成如表1所示，其余部分實質上是由Fe構成，將該扁鋼坯以表2所示的條件進行了熱軋(在熱軋終了后0.5秒以內進行50℃/sec的急冷)。熱軋是將260mm厚的扁鋼坯由7根軋道進行粗軋，作成30mm厚的薄板坯，以7臺串列式軋機制成2.6mm厚度的熱軋基材。其后，進行酸洗，在串列式軋機上進行冷軋，進行退火與2次冷軋。
在該鋼板上進行30μm厚度的電鍍銅，按通常的方法成形為φ3.45mm的雙層盤管，在5％的拉撥加工后，進行1120℃×20sec的熱處理，使鍍銅層熔融而完成焊接。
對這樣制成的鋼板與自焊處理完成的雙層盤管進行了以下的考察。
1)橫剖面部的鐵素體結晶粒徑2)通過靜態拉伸試驗獲得的拉伸強度3)由于低溫(-40℃)拉伸試驗引起的剖面收縮(評價韌性)；與高速下的沖擊拉伸等效4)彎曲試驗(彎曲180°)不論哪一種試驗，就雙層盤管而言都是在保持管原封不動的狀態下進行的，除此以外，與考察通常的機械特性的方法相同。
所得的試驗結果如表3所示。固溶狀態的Nb、Ti量在適宜的范圍內，由本發明例可知，即使在高溫熱處理時也未招致結晶粒粗大化，具有足夠的強度與延展性，良好的低溫下的韌性(由拉伸試驗引起的剖面收縮)、良好的彎曲加工性、良好的形狀定型性。
另外，對鋼12、13、14來說，由于鋼板為硬質，在最終的冷軋鋼板階段不能確保良好的形狀，還有，彎曲加工性也差。
實施例2將表1中No。1的成分構成的扁鋼坯按表4所示的條件進行熱軋(冷卻條件與實施例1相同)、酸洗、冷軋后，進行連續退火與2次冷軋，制成極薄冷軋鋼板。再者，用以往的低碳鋁鎮靜鋼的裝箱退火材作為比較例。
接著，在該鋼板表面上進行與實施例1相同的電鍍銅，制成雙層盤管。
用于評價的試驗項目，除按實施例1進行的試驗之外，補充了制管所用的金屬模具的磨損量(金屬模具壽命)試驗。金屬模具壽命的評價是以比較例(低碳鋁鎮靜鋼的裝箱退火材料)的壽命作為1，按其相對比進行評價。
在表4內同時示出得出的試驗結果。由表4可知，由于本發明例是軟質材料，顯示出超過比較例的大致為1.5倍程度的優異的金屬模具壽命。另外，查明在含有本發明范圍內的固溶狀態的Nb、Ti的情況下，能有效地抑制制管后的組織粗大化。
產業上的利用可能性如上述那樣，按照本發明，在制管時，由于在軟質，變形阻力大，減少金屬模的磨損，因此能延長其壽命。另外，按照本發明，不僅有優異的成形性，而且經管成形-熱處理工序也能抑制鐵素體粒徑的粗大化，因此，能制成強度、韌性等特性優異的雙層盤管。
另外，按照本發明，由于采用連續退火法，能實現高生產效率與材質均勻化。
因此，按照本發明，能高效、經濟地制成質量高、氣密性高的雙層盤管。
表1(wt％)

表2

權利要求
1.一種成形性優異，并且成形-熱處理后的管強度與韌性優異的雙層盤管用鋼板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％。的1種或2種，并且Nb、Ti中的至少一方是以固溶狀態存在0.005wt％以上，鐵素體組織的結晶粒徑為5-10μm。
2.一種成形性優異，并且成形-熱處理后的管強度與韌性優異的雙層盤管用鋼板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％，S0.02wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，并且TiN、TiS、TiC與NbC按此順序形成，Ti、Nb是作為消耗的元素進行計算，剩余的Nb、Ti量都不到0.005wt％，而且，Nb、Ti中的至少一方是以固溶狀態存在0.005 wt％以上，鐵素體組織的結晶粒徑為5-10μm。
3.按權利要求1或2所述雙層盤管用鋼板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％Si0.10wt％以下Mn0.1～1.5wt％P0.02wt％以下，S0.02wt％以下，Al0.100wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，其余部分是Fe與不可避免的不純物的鋼成分。
4.按權利要求1或2所述的雙層盤管用鋼板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％Si0.10wt％以下MnO.1～1.5wt％，P0.02wt％以下，S0.02wt％以下，Al0.100wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040 wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，還含有從B0.0005～0.0020wt％．Cu0.5wt％以下Ni0.5wt％以下Cr0.5wt％以下，Mo0.5wt％以下中選出的任1種或2種以上，其余部分是Fe與不可避免的不純物的鋼成分。
5.一種成形性優異，并且成形一熱處理后的管強度與韌性優異的雙層盤管用鋼板的制造方法，其特征在于將含有C0.0005～0.020wt％，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種的鋼坯料在終了溫度為1000～850℃的條件下進行熱精軋，在750℃以下進行卷繞，然后，冷軋，在650℃～850℃，20秒以下的條件下連續退火，以20％以下的壓下率進行2次冷軋。
6.一種成形性優異，并且成形一熱處理后的管強度與韌性優異的雙層盤管用鋼板的制造方法，其特征在于鋼坯料含有C0.0005～0.020wt％，S0.02wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，并且TiN、TiS、TiC與NbC按此順序形成，Ti、Nb是作為消耗的元素進行計算，剩余的Nb、Ti量都不足0.005wt％，將上述鋼坯料在終了溫度為1000～850℃的條件下進行熱精軋，在750℃以下進行卷繞，接著，冷軋，在650℃～850℃、20秒以下的條件下進行連續退火，以20％以下的壓下率進行2次冷軋。7.按權利要求5或6所述的雙層盤管用鋼板的制造方法，其特征在于鋼板含有C0.0005～0.020wt％．Si0.10wt％以下，Mn0.1～1.5wt％．P0.02wt％以下，S0.02 wt％以下，Al0.100wt％以下N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，其余部分是Fe與不可避免的不純物的鋼成分。
8.按權利要求5或6所述的雙層盤管用鋼板的制造方法，其特征在于鋼板含有C0.0005～0.020wt％，Si0.10wt％以下，Mn0.1～1.5wt％，P0.02wt％以下，S0.02wt％以下，Al0.100wt％以下，N0.0050wt％以下，還含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1種或2種，還含有從B0.0005～0.0020wt％，Cu0.5wt％以下，Ni0.5wt％以下，Cr0.5wt％以下，Mo0.5 wt％以下中選出的任1種或2種以上，其余部分是Fe與不可避免的不純物的鋼成分。
全文摘要
一種成形性優異,此外在管成形－熱處理工序后,抑制鐵素體粒徑的粗大化,具有優異的強度與韌性的雙層盤管用鋼板及其制造方法,是將含有C:0.0005～0.020wt%與Nb:0.003～0.040wt%、Ti:0.005～0.060wt%的1種或2種的鋼坯料,在終了溫度1000～850℃的條件下進行熱軋,在750℃以下進行卷繞,接著,冷軋,在650～850℃、20秒以下的條件下連續退火,以20%以下的壓下率進行2次冷軋,Nb、Ti中至少一方以固溶狀態存在0.005wt%以上,鐵素體組織的結晶粒徑調整成為5～10μm。
文檔編號C21D8/02GK1207142SQ97191590
公開日1999年2月3日 申請日期1997年11月25日 優先權日1996年12月6日
發明者登坂章男, 奧田金晴, 荒谷昌利 申請人:川崎制鐵株式會社