专利名称：双层盘管用钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及用于双层盘管的冷轧钢板及其制造方法，该双层盘管这样制造，将铜或类似铜的具有自焊性的金属镀覆在钢板的表面上，在成形为管状之后，进行短时间的加热，加热到电镀上去的金属的熔点以上。
背景技术：
在各种压缩机的连接管、汽车的制动管等领域中，正在使用着所说的双层盘管，它与铜管具有同样的外观，具有优异的热特性与美观性，并且具有铁的高强度与强韧性。
关于双层盘管，例如在《铁与钢》第66年(1980)第1号第130页中有详细的说明。概述了双层盘管的一般制造方法。以板厚约0.30mm程度的冷轧钢板作为坯料，首先，在钢板的两面上进行电镀。然后，使钢板的轧制方向成为管子的轴向地卷曲钢板。这时，卷曲两周使管壁成为两层板厚。然后，加热到铜的熔点以上，使铜熔化，因而将间隙填满，进行使钢板互相接合的“自焊”。这样，即获得双层盘管。然后，在冷态下进行形状矫正与尺寸精制等而成为制品。
另外，如前所述，从用途上考虑，对于双层盘管来说，一般要求气密性等的可靠性。
使用于双层盘管的钢板，是板厚在0.35mm以下的极薄冷轧钢板，由于要求极高的成形性，以前，一般一直在使用低碳钢的装箱退火材料。
这种装箱退火材料，在材质上较软并具有良好的成形性，因此可以足够作为双层盘管的坯料来使用。但是，由于制造工序需要数日，生产效率低。另外，存在着在盘管的纵长方向与宽度方向上的材质不均匀性大的问题。另外，为了减轻管子成形用金属模具的消耗以及为了提高制管(卷管)过程中的形状定型性，正在寻求确保强度并且更软质因而形性优异的材料。
近年，大幅度减少含碳量(0.020％以下)的极低碳钢在一般的冷轧钢板领域内受到注目。极低碳钢适合于生产效率高和材质均匀性优异的连续退火法。还具有软质并且在成形方面也优异的特征。因此，欲要解决上述问题，应用软质的极低碳铜连续退火材料是有希望的。
但是，在双层盘管的制造过程中，在卷成管之后，由于拉拔加工，会产生约7～8％程度的冷变形。并且，可以说是短时间地，在铜的熔点(1083℃)以上的高温下进行为了完成自焊接的热处理。因此，担心的是由于加工与热处理引起的钢组织的粗大化。实际上可知在以极低碳钢作为坯料制造双层盘管时，屡屡会发生对强度与韧性有显著不良影响的粗大晶粒。
因此，本发明的目的在于解决以往技术所存在的上述问题。即提供一种制造利用自焊性的双层盘管所用的冷轧钢板及其制造方法，其材质比以往格外提高，并且，同时具有高生产效率与材质均匀性。
本发明的具体目标是提供具有以下特性的用于制造双层盘管的冷轧钢板及其制造方法。
1)在为了自焊接的热处理中，不会发生由于特性恶化特别是粗大晶粒引起的强度与韧性的恶化。
2)谋求制管时变形阻力小，使金属模具的磨损在最低限度内，以延长寿命。
3)在制管时，材料软质而且形状定型性优异。
4)最终具有足够的强度、延展性与韧性。或者还具有5)是板厚为0.35mm以下的极薄钢板，而且钢板(钢带)的纵长方向与宽度方向的材质均匀性优异，不会发生形状不一。
发明者们为了解决上述问题反复进行试验与研究，结果与一直认为控制析出物在防止晶粒成长上是有效的这一以往的见解相反，发现将未析出状态的Nb或Ti确保一定量以上才是有效的。
并且，发现通过控制钢的成分，精轧的终了温度、卷绕温度等热轧条件，此外把退火条件控制在适当范围，能把上述一定量以上的Nb、Ti确保在未析出状态(即固溶状态)，将结晶粒控制在最佳范围，并在制管时的热处理后也能确保稳定的机械性质，从而完成本发明。
发明的公开本发明是1)一种成形性优异，并且成形一热处理后的管强度与韧性优异的双层盘管用钢板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％，还含有
Nb0.003～0.40wt％，Ti0.005～0.060wt％。
的1种或2种，并且Nb、Ti中的至少一方是以固溶状态存在0.005wt％以上，铁素体组织的结晶粒径为5～10μm(权利要求第1项)。
2)另一种成形性优异，并且成形一热处理后的管强度与韧性优异的双层盘管用钢板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％，S0.02wt％以下，N0.0050wt％以下，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，并且假定TiN、TiS、TiC与NbC按此顺序尽可能地形成，如此进行计算，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状态存在0.005wt％以上，铁素体组织的结晶粒径为5～10μm(权利要求第2项)。
3)另一种上述1)或2)所述的双层盘管用钢板，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，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，并且其余部分是Fe与不可避免的不纯物的钢成分(权利要求第3项)。
4)另一种1)或2)所述的双层盘管用钢板，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，还含有Nb0.003～0.040 wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，还含有从B0.0005～0.0020wt％，Cu0.5wt％以下Ni0.5wt％以下Cr0.5wt％以下，Mo0.5wt％以下中选出的任1种或2种以上，其余部分是Fe与不可避免的不纯物的钢成分(权利要求第4项)。
5)一种成形性优异，并且成形-热处理后的管强度与韧性优异的双层盘管用钢板的制成方法，其特征在于将含有C0.0005～0.020wt％还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种的钢坯料在终了温度为1000～850℃的条件下进行热精轧，在750C以下进行卷绕，然后，冷轧，在650℃～850℃，20秒以下的条件下连续退火，以20％以下的压下率进行2次冷轧(权利要求第5项)。
6)一种成形性优异，并且成形-热处理后的管强度与韧性优异的双层盘管用钢板的制造方法，其特征在于钢坯料含有C0.0005～0.020wt％，S0.02wt％以下，N0.0050wt％以下，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，并且使TiN、TiS、TiC与NbC按此顺序尽可能地形成，如此进行计算，剩余的Nb、Ti量都不满0.005wt％，将上述钢坯料在终了温度为1000～850℃的条件下进行热精轧，在750℃以下进行卷绕，然后，冷轧，在650C～850℃、20秒以下的条件下连续退火，以20％以下的压下率进行2次冷轧(权利要求第6页)。
7)按5)或6)所述的双层盘管用钢板的制造方法，其特征在于钢板含有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，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，其余部分是Fe与不可避免的不纯物的钢成分(权利要求第7项)。
8)按5)或6)所述的双层盘管用钢板的制造方法，其特征在于钢板含有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，还含有Nb0.003～0.040 wt％，Ti0.005～0.060 wt％的1种或2种，还含有从B0.0005～0.0020wt％，Cu0.5wt％以下，Ni0.5wt％以下，Cr0.5wt％以下，Mo0.5wt％以下中选出的任1种或2种以上，其余部分是Fe与不可避免的不纯物的钢成分(权利要求第8项)。
附图的简要说明
图1是表示固溶状态的Nb或Ti量与铁素体的结晶粒径的关系。
实施发明的最佳形态以下，说明本发明的最佳实施形态。
(1)关于钢成分C0.0005～0.020wt％关于C，由于其极低化，提高制管时的成形性(减小变形应力，改善形状定型性)。但不足0.0005wt％时，结晶粒的粗大化变得显著，难以确保必要的强度与韧性。再者，发生类似所谓橘皮状现象的粗糙表面的危险增大。另一方面，超过0.020wt％时，钢板的延展性与形状型性显著恶化，更加剧了由于钢板的薄化引起的加工性恶化的倾向。另外，过多的C量，冷轧制性也降低。因此，C量应为0.0005～0.020wt％的范围内。再者，在需要更加高度的材质稳定性与优异的延展性的情况下，最好是在0.0010～0.015wt％的范围内。
Si0.10wt％以下，关于Si，多量添加时，会引起表面处理性降低，耐腐蚀性降低，使钢显著地固溶强化，以致成形时的变形阻力增加。因此，将其上限定为0.10wt％。再者，在需要特别优异的耐腐蚀性的情况下，最好限制在0.02wt％以下。
Mn0.1～1.5wt％Mn是防止由于s引起的热裂纹的有效元素。尤其是在不添加Ti的钢中，最好根据含有的S量添加Mn。另外Mn有结晶粒的微细化效果，尤其是对于处于保持高温过程中的结晶粒有抑制其粗大化的效果，因此最好添加。
为发挥此等效果，至少要添加0.1wt％。但是，过度的添加，会使耐腐蚀性恶化，以及由于钢板的硬质化引起冷轧性恶化，因此，其上限为1.5wt％。再者，在需要更好的耐腐蚀性与成形性的情况下，最好在0.60 wt％以下的范围内进行添加。
P0.02wt％以下P会使钢硬质化，使凸缘加工性与形状定型性恶化。另外，是使耐腐蚀性也恶化的有害的元素，因此其上限为0.02wt％。再者，在特别重视这些特性的情况下，最好在0.01wt％以下。
S0.02wt％以下S是作为钢中的夹杂物存在，是降低钢板的延展性，使耐腐蚀性恶化的元素，因此，其上限为0.02wt％。再者，在要求特别良好的加工性的用途中，最好在0.01wt％以下。
Al0.100wt％以下Al是在钢的脱氧中有用的元素。但含有量过多时，会招致表面性状恶化，因此其上限为0.100wt％。再者，从材质稳定性的观点考虑，最好在0.008～0.060wt％的范围内添加。
N0.0050wt％以下关于N，含有量增加时，会促进钢板发生内部缺陷，另外在连续铸造时还会引起扁钢坯裂纹等。另外，会使钢过分硬质化，因此其上限为0.0050wt％。再者，从考虑整个制造过程中的材质稳定性、提高材料利用率的观点考虑，最好在0.0030wt％以下的范围内。
Nb0.003～0.40wt5Nb对于钢板组织微细化是有效的元素，其效果在管成形后的热处理之后还持续。由于这样的钢组织的微细化，显著改善作为管子使用时的2次成形性(即在管状态下的弯曲、拉伸等成形性)，耐冲击特性也得到改善。这样的Nb的效果在添加0.003wt％以上时能发挥，但添加量超过0.040wt％时，容易发生钢硬化与扁坯裂纹，并且热、冷轧制性恶化。因此Nb添加量应在0.003～0.040wt％的范围内。再者，材质上更理想的范围是0.020wt％以下。
Ti0.005～0.060wt％Ti也与Nb大致相同，具有组织微细化的效果。欲获得这种效果，要添加0.005wt％以上，添加量超过0.060wt％时，会增加表面缺陷的发生。因此，Ti添加量要在0.005-0.060wt％的范围内。再者，材质上更好的范围是0.015％以下。再者，Nb与Ti，单独添加或复合添加都不会使各自的效果互相抵消。
固溶状态的Nb、Ti是本发明的非常重要的构成必要条件之一。详细的机理不一定清楚，固溶状态的Nb、Ti中的至少一方存在0.005wt％以上时，则如图1所示，能显著防止双层盘管经过成形加工一热处理的组织粗大化。再者，供图1的试验所用钢成分为0.0025C-0.02Si-0.5Mn-0.01P-0.010S-0.040Al-0.0020N-Nb，及同样情况地，Ti是变化的，Nb是0.018％与0.015％、Ti为0.040％与0.060％，分别使用2种水准。对热轧条件与热处理条件来说，热轧终了温度为950～870℃，卷绕温度为720～540℃，退火条件为750℃～20sec，退火后进行2％的二次冷轧。结果，出现了固溶Nb在0～0.015％的范围内变化。
此Nb与，或Ti至少存在一种以上是必要的，就两者的合计而言，即使存在0.005wt％以上也不能获得上述效果。另外，Nb、Ti的固溶量，即使都存在0.005wt％以上，其效果也不会互相抵消。因此，Nb、Ti中的至少一方在固溶状态下存在0.005wt％以上是必要的。
另外，在此所说的固溶状态的Nb、Ti定义为从钢中所含的全部Nb、Ti的量中分别减去作为由电解提到分析而定量的析出物的Nb、Ti而获得的量。另外，所谓电解提取法，是使用非水溶介质类电解液定电位法所进行的分析方法，是使用10％戊二酮-1％氯化四甲铵-甲醇电解液将试料电解，用0.2μm的核膜孔过滤器(nuclear porefilter)将残渣去除，用光吸收测量光度法进行各元素量的定量。
剩余的Ti与Nb如上所述，Ti与Nb是本发明的重要元素，另一方面，过量的添加根据下述理由有不好的一面。
即Ti、Nb在一般的冷轧钢板中被视为对于提高成形性、特别是软质化、r值与延展性是理想的元素。但是，对于本发明这样极薄的钢板来说，在制造过程中需要极高的冷轧压下率(即使是使用现有的最高的薄热轧制造技术，也是最低70％以上，通常80％以上)，因此，存在着冷轧负荷大，Nb、Ti的过量添加，有使轧制时变形阻力显著增加，表面性状劣化的缺点，不合乎理想。另外，存在着强度、r值、延展性等各特性由于加工方向引起的差异，即各向异性大的缺点。为防止这一点，要避免Ti、Nb的过量添加。另外，从添加成本方面考虑也要求Ti、Nb都是必要最小量。
根据以上所述的理由，发明者从其析出过程对Ti、Nb的添加上限进行研究的结果，查明以下述的添加量作为上限为宜。即必要利用钢的成分值，假定TiN、TiS、TiC与NbC按照该顺序尽可能地形成，并进行计算，剩余的Ti与Nb必须各自不足0.005wt％。
具体地讲，剩余的Ti(下面以Tiex表示)是形成TiN、TiS、TiC后残余的Ti，因此按照各重量％，可由下式化学计量地计算。
Tiex＝Ti-(48/14)·N-(48/32)·S-(48/12)·C剩余的Nb(下面以Nbex表示)的计算分为以下的情形。
1)在未添加Ti的情况下，不能形成TiN、TiS、TiC，因此只考虑Nbc，可按下式求得。
Nbex＝Nb-(93/12)·C2)在添加有Ti，并Tiex≥0的情况下，不残留为了形成NbC的C，因此可由下式求得。
Nbex＝Nb3)在添加有Ti，并且Tiex≤0的情况下，不残留为了形成NbC的C，因此可由下式求得。
首先，计算出形成TiN、Tis的Ti(以下以TiNS表示)，TiNS＝Ti-(48/14)·N-(48/32)·S由此根据TiNS的值，分别3a)TiNs≤0的情况下，C全部形成NbC，因此Nbex＝Nb-(93/12)·C…………与1)相同3b)TiNs>0的情况下，对应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添加量上设置上限的作法，具有难以确保固溶量的一面。然而本发明的意义就在于这样的制约下，仍能确保固溶Ti、Nb有必要量，解决钢板制造上的问题，使确保材质特性与确保双层盘管成形后的强度、韧性两全。
另外，还可含有从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群中选出的任1种或2种以上。
B0.0005-0.0020wt％B是在确保由制管后的组织微细化所获得的强度上有效的元素。在添加量为0.0005wt％以上时能发挥这样的效果，但添加超过0.0020wt％时，会增加钢板的面内各向异性，不符合理想。因此，B量应在0.0005-0.0020wt％范围内、最好在0.0005～0.0010wt％范围内添加。
Cu0.5wt％以下、Ni0.5wt％以下，Cr0.5wt％以下，Mo0.5wt％以下这些元素都有提高钢板强度的作用，特别是对于进行制管焊接时的加热处理后的强度，根据必要进行添加。但是在添加量超过0.5wt％的情况下，会使冷轧性恶化，因此要在0.5wt％以下的范围内添加。
属于上述选择性添加元素的B群、Cu、Ni、Cr与Mo群的各元素，可各群单独添加1种以上，也可跨越两群复合添加2种以上。
(2)关于结晶组织等铁素体的结晶粒径为5～10μm。结晶粒径不是5μm时，将会显著发生钢的硬质化、管成形时形状不良与工具磨损增加等缺点．另一方面，结晶粒径超过10甲时，难以保持成形一热处理后的组织均匀微细，作为制品的使用特性的强度与韧性降低。因此，钢板的结晶粒径应为5～1Oμm。
另外，钢板的硬度(调质度)最好为T1～T3。调质度超过T3时，成形性的劣化明显化，并且工具短寿命化显著。可以说若在管成形-热处理后能确保足够的强度，则坯料强度低是所希望的。
另外，与上述双层盘管用钢板的成形一热处理后强度同样，韧性也是重要的特性之一。作为其评价法有在管子状态下通过加切口的拉伸或高速拉伸来进行评价等。
(3)关于制造条件热精轧热轧的终了温度低于850℃时，热轧后的组织均匀性即降低，这在冷轧退火后也继续保持，因此材质的标准偏差增加，机械特性的可靠性降低，不符合理想。另一方面，超过1000℃时，由于鳞片引起的表面缺陷的发生明显化。因此，热精轧的终了温度在1000～850℃的范围内为宜。又考虑到热轧制性时，最好是在950～850℃的范围内。
另外，为使热精轧终了后的Ti、Nb的析出机会减少，最好在精轧终了后1秒以内以30℃/sec以上的速度进行急冷。
再者，在对热粗轧终了的薄板坯进行精轧时，在精轧机进入侧，由于应用薄板坯进行接合的连续轧制(无接头轧制)，在钢带的前端、后端的通板稳定，在钢带的全长上进行精轧后紧接着进行的上述急冷变得容易，因此是合乎理想的。
热轧后的卷绕热轧后的卷绕温度超过750℃时，所添加的钢中的Nb与Ti难以在固溶状态下残留．因此，不能充分发挥利用固溶状态的Nb、Ti进行的抑制制管时结晶粒粗大化的效果。另外，在这一情况下，在纵长方向上获得均一的材质也是困难的。因此，热轧后的卷绕温度应在750℃以下，最好是在650℃以下。
关于其后进行的酸洗与冷轧条件没有特别规定的必要，按照通常的极薄钢板的制造方法即可。
冷轧后的退火退火温度低于650℃时，组织的大半成为未再结晶组织，不能达到钢板的软质化。因此，不能达到减轻制管时负荷的目标。在650℃以上进行退火时，虽然不成为完全的再结晶组织，但是，对于本发明的用途来说，达到了足够的软质化。退火温度为750℃以上时，大致成为再结晶组织，能确保极佳的加工性。但是，象在一般的加工用冷轧极低碳钢板上所发生的那样，在超过850℃而以高温进行退火的情况下，发生钢组织粗大化与不均匀组织化，同时在退火中促进Ti或Nb析出，不能达到制管一热处理后的组织均匀而且微细化的要求。
因此，退火温度以650～850℃的范围为宜，考虑到材质的稳定性等时，最好在700℃～800℃的范围内。再考虑到经济性与热处理后材质的稳定性时，最好在780℃以下。
退火的均热时间也是重要的构成必要条件之一。以往的退火，为获得稳定的再结晶组织，通常至少要进行30秒程度的退火。但是这样做，由于退火中Ti与Nb的析出，难以确保本发明所必要的固溶Ti、Nb。如上所述，使退火温度在850℃以下，而且使均热时间为20秒以下这样的短时间，即能确保固溶状态的Ti、Nb。对于这样的短时间退火来说，以往，在以深拉深用途为前提的极低碳钢中，可以认为r值、延展性是不足的，但是对于本发明的用途来说没有问题，能适用。
退火后的2次冷轧退火后进行的2次冷轧，除调整表面粗度之外，还有减小板厚的作用。为此所进行的2次冷轧的压下率最好在1.0％以上。但是，超过20％地进行2次冷轧时，由于机械特性中特别是屈服应力增加，制管性劣化。因此，退火后的2次冷轧压下率应为20％以下。最好为1.0～10％。
经上述过程能制造本发明的钢板。该钢板的最终厚度没有特定，在0.35mm以下的范围内能更有效地发挥适用本发明的优越性。
表面处理以上所说明的钢板，是将象铜那样具有自焊作用的金属进行镀覆，在制管后的热处理中进行焊接处理。因此，基本上不要再进行表面处理，但是可根据必要进行化学的、电化学处理，以补足上述金属镀覆的作用。
实施例1以转炉熔炼的钢，其成分组成如表1所示，其余部分实质上是由Fe构成，将该扁钢坯以表2所示的条件进行了热轧(在热轧终了后0.5秒以内进行50℃/sec的急冷)。热轧是将260mm厚的扁钢坯由7根轧道进行粗轧，作成30mm厚的薄板坯，以7台串列式轧机制成2.6mm厚度的热轧基材。其后，进行酸洗，在串列式轧机上进行冷轧，进行退火与2次冷轧。
在该钢板上进行30μm厚度的电镀铜，按通常的方法成形为φ3.45mm的双层盘管，在5％的拉拨加工后，进行1120℃×20sec的热处理，使镀铜层熔融而完成焊接。
对这样制成的钢板与自焊处理完成的双层盘管进行了以下的考察。
1)横剖面部的铁素体结晶粒径2)通过静态拉伸试验获得的拉伸强度3)由于低温(-40℃)拉伸试验引起的剖面收缩(评价韧性)；与高速下的冲击拉伸等效4)弯曲试验(弯曲180°)不论哪一种试验，就双层盘管而言都是在保持管原封不动的状态下进行的，除此以外，与考察通常的机械特性的方法相同。
所得的试验结果如表3所示。固溶状态的Nb、Ti量在适宜的范围内，由本发明例可知，即使在高温热处理时也未招致结晶粒粗大化，具有足够的强度与延展性，良好的低温下的韧性(由拉伸试验引起的剖面收缩)、良好的弯曲加工性、良好的形状定型性。
另外，对钢12、13、14来说，由于钢板为硬质，在最终的冷轧钢板阶段不能确保良好的形状，还有，弯曲加工性也差。
实施例2将表1中No。1的成分构成的扁钢坯按表4所示的条件进行热轧(冷却条件与实施例1相同)、酸洗、冷轧后，进行连续退火与2次冷轧，制成极薄冷轧钢板。再者，用以往的低碳铝镇静钢的装箱退火材作为比较例。
接着，在该钢板表面上进行与实施例1相同的电镀铜，制成双层盘管。
用于评价的试验项目，除按实施例1进行的试验之外，补充了制管所用的金属模具的磨损量(金属模具寿命)试验。金属模具寿命的评价是以比较例(低碳铝镇静钢的装箱退火材料)的寿命作为1，按其相对比进行评价。
在表4内同时示出得出的试验结果。由表4可知，由于本发明例是软质材料，显示出超过比较例的大致为1.5倍程度的优异的金属模具寿命。另外，查明在含有本发明范围内的固溶状态的Nb、Ti的情况下，能有效地抑制制管后的组织粗大化。
产业上的利用可能性如上述那样，按照本发明，在制管时，由于在软质，变形阻力大，减少金属模的磨损，因此能延长其寿命。另外，按照本发明，不仅有优异的成形性，而且经管成形-热处理工序也能抑制铁素体粒径的粗大化，因此，能制成强度、韧性等特性优异的双层盘管。
另外，按照本发明，由于采用连续退火法，能实现高生产效率与材质均匀化。
因此，按照本发明，能高效、经济地制成质量高、气密性高的双层盘管。
表1(wt％)
表2
权利要求
1.一种成形性优异，并且成形-热处理后的管强度与韧性优异的双层盘管用钢板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％。的1种或2种，并且Nb、Ti中的至少一方是以固溶状态存在0.005wt％以上，铁素体组织的结晶粒径为5-10μm。
2.一种成形性优异，并且成形-热处理后的管强度与韧性优异的双层盘管用钢板，其特征在于含有C0.0005～0.020wt％，S0.02wt％以下，N0.0050wt％以下，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，并且TiN、TiS、TiC与NbC按此顺序形成，Ti、Nb是作为消耗的元素进行计算，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状态存在0.005 wt％以上，铁素体组织的结晶粒径为5-10μm。
3.按权利要求1或2所述双层盘管用钢板，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，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，其余部分是Fe与不可避免的不纯物的钢成分。
4.按权利要求1或2所述的双层盘管用钢板，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，还含有Nb0.003～0.040 wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，还含有从B0.0005～0.0020wt％．Cu0.5wt％以下Ni0.5wt％以下Cr0.5wt％以下，Mo0.5wt％以下中选出的任1种或2种以上，其余部分是Fe与不可避免的不纯物的钢成分。
5.一种成形性优异，并且成形一热处理后的管强度与韧性优异的双层盘管用钢板的制造方法，其特征在于将含有C0.0005～0.020wt％，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种的钢坯料在终了温度为1000～850℃的条件下进行热精轧，在750℃以下进行卷绕，然后，冷轧，在650℃～850℃，20秒以下的条件下连续退火，以20％以下的压下率进行2次冷轧。
6.一种成形性优异，并且成形一热处理后的管强度与韧性优异的双层盘管用钢板的制造方法，其特征在于钢坯料含有C0.0005～0.020wt％，S0.02wt％以下，N0.0050wt％以下，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，并且TiN、TiS、TiC与NbC按此顺序形成，Ti、Nb是作为消耗的元素进行计算，剩余的Nb、Ti量都不足0.005wt％，将上述钢坯料在终了温度为1000～850℃的条件下进行热精轧，在750℃以下进行卷绕，接着，冷轧，在650℃～850℃、20秒以下的条件下进行连续退火，以20％以下的压下率进行2次冷轧。7.按权利要求5或6所述的双层盘管用钢板的制造方法，其特征在于钢板含有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，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，其余部分是Fe与不可避免的不纯物的钢成分。
8.按权利要求5或6所述的双层盘管用钢板的制造方法，其特征在于钢板含有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，还含有Nb0.003～0.040wt％，Ti0.005～0.060wt％的1种或2种，还含有从B0.0005～0.0020wt％，Cu0.5wt％以下，Ni0.5wt％以下，Cr0.5wt％以下，Mo0.5 wt％以下中选出的任1种或2种以上，其余部分是Fe与不可避免的不纯物的钢成分。
全文摘要
一种成形性优异,此外在管成形－热处理工序后,抑制铁素体粒径的粗大化,具有优异的强度与韧性的双层盘管用钢板及其制造方法,是将含有C:0.0005～0.020wt%与Nb:0.003～0.040wt%、Ti:0.005～0.060wt%的1种或2种的钢坯料,在终了温度1000～850℃的条件下进行热轧,在750℃以下进行卷绕,接着,冷轧,在650～850℃、20秒以下的条件下连续退火,以20%以下的压下率进行2次冷轧,Nb、Ti中至少一方以固溶状态存在0.005wt%以上,铁素体组织的结晶粒径调整成为5～10μm。
文档编号C21D8/02GK1207142SQ97191590
公开日1999年2月3日 申请日期1997年11月25日 优先权日1996年12月6日
发明者登坂章男, 奥田金晴, 荒谷昌利 申请人:川崎制铁株式会社