JPH03173717A - プレス成形性に優れた銅系ろう付け用冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、純Ｃｕろうや黄銅ろう等のＣｕ系ろう付け施
工において優れた耐ろう付け割れ性を有し、プレス成形
性に優れた冷延鋼板を連続焼鈍工程で得る製造方法に関
するものである。

〔従来の技術〕

従来から、純Ｃｕろうや黄銅ろう等のＣｕ系ろう付け施
工に適し、プレス加工にも適した冷延鋼板として、低度
ＡＱキルド冷延鋼板がある。これは、たとえば、熱延に
おいては１１５０℃以上の高温に加熱してＡＱＮを固溶
させた後、　Ａｒａ点以上の温度で仕上圧延を終え、次
いで５５０℃以下の低温捲取によりＡＱＮを固溶させた
まま熱延鋼板とした後、５０〜９０％の圧下率で冷間圧
延を行ない、さらに、焼鈍初期に４５０〜５５０℃の温
度範囲に３０分〜３時間保持してＡｌ１Ｎを微細析出さ
せた後、再結晶温度以上Ａｃ、点未満の温度で１時間以
上均熱保持した後炉冷する箱焼鈍により製造される。こ
の方法で製造される低炭素ＡＱキルド冷延鋼板は焼鈍中
に前駆析出するＡＱＮにより板面に平行な（１１１）面
再結晶集合組織が発達するため、ｒ値が大きくプレス加
工性に優れることから、様々な加工用途に使用されて来
た。

また、理由は明らかではないが、この箱焼鈍された低炭
素Ａｌｌキルド冷延鋼板は、　Ｃｕ系ろう付けの際に溶
融金属による脆化割れが起き難い材料として、種々のＣ
ｕ系ろう付け施行に適用されて来た。一方、冷延鋼板の
焼鈍コストを低減させる製造方法として連続焼鈍方法が
開発さ九、それに伴い連続焼鈍可能な低炭素Ａｌ２キル
ド鋼板も種々開発されている。

たとえば、通常よりもＣおよびＮ含有量を低くした低炭
素Ａｆｉキルド鋼スラブを、１１５０℃以上の高温に加
熱した後、Ａｒ、点色上に温度で仕上圧延を終え、次い
で６５０℃以上の高温捲取によりＡＱＮを粗大に析出さ
せ、さらにセメンタイトを塊状に析出させて熱延鋼板と
した後、　５０〜９０％の圧下率で冷間圧延を行ない、
さらに、６５０℃〜９００℃の短時間焼鈍工程と引き続
き３５０℃〜４５０℃に急冷して該温度域に短時間保持
する過時効工程とを組み合せた連続焼鈍を施すことによ
り、軟質でプレス加工性に優れた低炭素ＡＱキルド冷延
鋼板が製造されている。

〔発明が解決しようとする課題〕

しかしながら、前述の連続焼鈍法により製造された低炭
素Ａｆｌキルド冷延鋼板は、箱焼鈍法により製造された
低炭素Ａｌ２キルド冷延鋼板と比較すると、プレス加工
性に関しては同等であるが、銅系ろう付けの際の溶融金
属による脆化割れがより起き易く、銅系ろう付け用途に
は適さない欠点があった。

本発明者らは、低炭素Ａｆｌキルド冷延鋼板の銅系ろう
付け割れ性に及ぼす合金成分の影響を系統的に調べ、Ｂ
の微量添加が有効であることを見出だし、本発明を完成
するに到った。

本発明の目的は、プレス成形性に優れた銅系ろう付け用
低炭素ＡＱキルド冷延鋼板を、製造コストの安価な連続
焼鈍法で製造することにある。

【発明の構成〕

本発明は、化学組成が、重量％で、Ｃ：　０．０１５〜
０．０３５％、にｎ　：　０．０５〜０．５％、ＡＱ　
：　ｓｏＱ、ＡＱとして０．０１５〜０．１％、Ｎ　：
　０．００１〜０．００４％、Ｂ　：　０．００１〜０
．００４％、残部二Ｆｅおよび不可避的不純物から成る
鋼のスラブを、加熱温度：　１，０００℃〜１　、３０
０℃、仕上温度：　Ａｒ、点〜９５０℃、捲取温度二捲
取温度−７５０℃で熱間圧延したのち圧下率５０〜９０
％で通常の冷間圧延を施し、さらに６５０〜９００℃で
１秒〜１２０秒の均熱処理を行なう焼鈍工程と、引き続
き３５０℃〜４５０℃に急冷して該温度域で６０秒〜６
００秒の均熱保持を行なう過時効工程とを組み合せた連
続焼鈍を施すことを特徴とするプレス成形性に優れた銅
系ろう付け用冷延鋼板の製造方法である。

まず組成の限定理由について述べる。

Ｃは侵入型元素でありプレス成形性には一般的に有害な
成分であるが、含有量と熱延捲取条件とを組み合せるこ
とにより、無害化することができる。すなわち、Ｃ含有
量を０．０１５〜０．０３５％とし、熱延捲取温度を６
５０〜７５０℃とすることにより、Ｃのほとんどは塊状
のセメンタイトとなり、後の連続焼鈍での固溶量を最少
限に抑えることができる。

Ｃが０．０１５％未満の場合には、熱延で高温捲取を行
なっても塊状のせメンタイトとして析出させることが困
難であり、侵入型に固溶するＣの量がかえって、増加し
、プレス成形性を損ねる。さらにろう付けの際にオース
テナイト結晶粒の粗大成長を起こし易く、材質の劣化を
招く。一方、Ｃが０．０３５％を超える場合には、熱延
の高温捲取により生じた塊状セメンタイトが大型化し、
その数量が増えるため、プレス加工性を劣化する原因と
なる。

以上の理由からＣは０．０１５〜０．０３５％を規定し
た。

Ｍｎは、プレス成形性に対してもＣｕ系ろう付け性に対
しても、とくに有効な元素ではない。プレス成形性に対
してはＭｎ含有量は少ない方が良い。しかしながら、熱
延における硫化物脆化割れを防ぐために０．０５％以上
は必要である。ただし０．５％を超えてもその結果は飽
和するのみであり、さらに多量の添加はいたずらに製造
コストを高めるのみである６以上の理由からＭｎ含有量
は０．０５〜０．５％と規定した。

ＡＱは重要な脱酸元素であるとともに、ＡＱＮとしてＮ
を固定しＢの作用を有効とするための重要な元素である
。本発明においてはＡＱＮを熱延工程の捲取以後の徐冷
中に析出させる。Ａｆｌが０．０１５％未満の場合には
、ＢＮの生成を招き、有効Ｂ量を低下させる。一方、Ａ
Ｑが０１１％を超えて添加してもその作用は増加するこ
となく、かえって表面疵の増加や製造コストの上昇を招
くのみである。よってＡＱ含有量を０．０１５〜０．１
％と規定した。

Ｎは、侵入型元素としてプレス成形性を著しく損なう元
素であり、できるだけ低くしなければならい。Ｎが０．
００／Ｉ％を超えるとＡΩＮ析出量が増加する一方、　
ＢＮの析出を生じてしまい、材料の硬質化と有効Ｂ量の
低下を招いてしまう。この理由がらＮは０．００４％以
下と規定した。

Ｂは、本発明の構成の根幹を為す重要な元素であり、銅
系ろう付けの際の溶融金属脆化限界応力を高める元素で
ある。Ｂが銅系ろう付けの際の溶融金属脆化割れの抑制
に有効である真の理由は、未だ判然とはしないが、次の
２点にあると本発明者らは考えている。第一に、銅系ろ
う付げにおいて材料はオーステナイト域にまで加熱され
るが、その際Ｂはオーステナイト結晶粒界に偏析し粒界
エネルギーを低下させ、溶融金属の粒界浸透を抑制する
。第二に、Ｂは冷延鋼板のフェライト結晶粒を微細化す
る作用がある。フェライト結晶粒径は急速加熱時のオー
ステナイト初期結晶粒径に引き継がれることから、Ｂの
添加によりろう付けの際のオーステナイト初期結晶粒径
が微細化され。

溶融金属脆化割れ感受性を低下させる。

Ｂが０．００１％未満の場合には、銅系ろう付けの際の
溶融金属脆化割れ限界応力の増加はわずかであり、大き
な効果は得られない、また、Ｂの効果は０．００４％で
ほぼ飽和し、それを超えて添加してもその効果は漸減す
る傾向にあり、一方では冷延鋼板の硬質化を招く。以上
の理由から、Ｂ含有量は０．００１％〜０．００４％に
現定した。

次に製造条件の限定理由について述べる。

熱間圧延の加熱条件は通常の１０００〜１３００℃の範
囲でよい。加熱温度が１３００℃を超えると、スラブの
スケールロスやエネルギーコストがいたずらに増加する
ばかりである。一方、　１０００’Ｃ未満の場合にはＡ
ｒ、〜９５０℃の仕上温度とすることが困難となる。よ
って加熱温度は１０００〜１３００℃と規定した。

熱間圧延の仕上温度はＡｒ３点〜９５０℃とする。仕上
温度がＡｒ、未満である場合には、熱間変形抵抗の急激
な変化による板厚変動を起こし易く、さらには熱延鋼板
の材質異常を招く恐れが大きい。仕上温度が９５０℃を
超えても、得られる熱延鋼板の材質上の利点はなく、か
えって圧延ロールの摩耗を早める欠点を生ずる。これら
の理由から、熱間圧延の仕上温度はＡｒ、点〜９５０℃
と規定した。

熱間圧延の捲取温度は、６５０℃〜７５０℃とする。

これは（１）Ａｌｌを粗大に析出させるためと、（２）
セメンタイトを塊状に析出させるためで、捲取温度が６
５０℃未満の場合には、ＡｆｌＮの析出が不十分となり
、後の焼鈍工程で、微細なＡｌ’ＨＮの析出により再結
晶不十分となる恐れがある。さらにセメンタイトが微細
化することにより冷延鋼板が硬質化してしまう。捲取温
度が７５０℃を超える場合には。

ＢＮの析出を招き、有効Ｂ量の低下をきたしてしまう。

これらの理由から、熱間圧延の捲取温度は６５０℃〜７
５０℃に規定した。

冷間圧延は常法によるが、その圧下率は５０〜９０％と
する。冷延率が５０％未満の場合には、（１１１）面再
結晶集合組織の発達が十分でなく、良好なプレス加工性
が得られない、冷延率が９０％を超えても、　（１１１
）面再結晶集合組織を発達させる作用は増加せず、かえ
って表面直下に（１１０）方位の結晶の発達を招く恐れ
がある。これらの理由から、冷間圧延の圧下率は５０％
〜９０％と規定した。

連続焼鈍は常法により行ない、その焼鈍条件は６５０℃
〜９００℃で１秒〜１２０秒の均熱とし、引き続き行な
う過時効処理条件は３５０℃〜４５０℃で６０〜６００
秒の均熱保持とする。

焼鈍温度が６５０℃未満では再結晶が不十分である。ま
た焼鈍温度が９００℃を超えると、変態により（１１１
）面再結晶集合組織の発達が抑制される。

焼鈍の均熱は１秒以上で十分である。焼鈍均熱時間が１
２０秒を超えても、冷延鋼板の材質上とくに効果はなく
、徒らに製造コストを増加するのみである。

過時効処理温度が３５０℃未満の場合には、セメンタイ
トの時効析出に長時間を要し、連続焼鈍に不適である。

過時効処理温度が４５０℃を超える場合には、フェライ
トへのＣの固溶限が高いため、実質的に過時効処理が不
可能となる。３５０℃〜４５０℃の過時効処理の均熱時
間は約６０秒以上必要である。約６０秒未満の場合には
セメンタイトの時効祈出が不十分となり易い。６００秒
を超えても時効析出量はほとんど増加しないので、６０
０秒を超える均熱は不要である。

以上の理由から、連続焼鈍においては、焼鈍温度６５０
℃〜９００℃で１秒〜１２０秒均熱し、過時効処理温度
３５０℃〜４５０℃で６０秒〜６００秒均熱保持すると
規定した。

〔発明の具体的記載〕

実施例１ 第１表に示す化学組成の鋼の常法で製造されたスラブを
、　１２５０℃で３０分加熱後、熱間圧延仕上温度９０
０℃で４ｍに熱間圧延し、７００℃の塩浴炉に１時間保
持したのち、室温まで空冷した。さらに酸洗によってデ
スケールしたのち、圧下率７５％でＩＩ厚の冷間圧延板
としたのち、２基の塩浴炉で、８５０℃で６０秒の焼鈍
と引き続き４００℃で１８０秒の過時効処理を組み合せ
た連続焼鈍を行なった。次にこれらの冷延鋼板の両表面
に厚さ５≦の銅めっきを施した。冷延鋼板および銅めっ
き板、平行部幅３０ｎｎの引張試験片を採取し、高温引
張試験に供した。また冷延鋼板よりＪＩＳ　５号引張試
験片を採取し、引張試験に供した。高温引張試験は、Ｎ
２雰囲気中で、加熱温度を銅の融点１０８３℃直上の１
１００℃として行ない、銅めっき材の破断応力を溶融用
脆化応力と定義した。結果を第２表と第１図にまとめて
示す。

第１表 第２表 本試験においては、冷延鋼板はすべて延性破断し、銅め
っき材はすべて粒界脆化割れを示した。

本試験の目的は１粒界脆化割れを起こす場合の破断応力
を比較することにより、溶融銅脆化割れ感受性を相対評
価することにある。

第１図により、溶融銅脆化割れ応力は、Ｂが０．００１
％未満の場合には低いが、Ｂが０．００１％以上で著し
く上昇し、Ｂが０．００１％と０．００２％の範囲で最
高値を示し、ｓ　ＩＪｓ　０．００２％を超えると、’
ｓ減減肉向示すことが明らかである。

第２表より、引張性質はＢが０．００４％以下の場合に
は軟質であるが、Ｂが０．００４％を超えると急激に硬
質となることが明らかである。

〔発明の効果〕

本発明によれば、プレス成形性に優れた銅系ろう付け用
冷延渭板を製造コストの安価な連続焼鈍法で製造するこ
とが可能であり、製造費低下の寄与が大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、第１表に示す組成の鋼を実施例に記載の方法
で製造した低炭素ＡＱキルド冷延鋼板の１１００℃にお
ける引張強さと溶ＶＡ鋼脆化割れ応力とを、Ｂ含有量と
の関係において示した図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、化学組成が、重量％で、 Ｃ：０．０１５〜０．０３５％、 Ｍｎ：０．０５〜０．５％、 Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌとして０．０１５〜０．１％、Ｎ：
   ０．００４％以下、 Ｂ：０．００１〜０．００４％、 残部：Ｆｅおよび不可避的不純物 からなる鋼のスラブを、加熱温度：１０００℃〜１３０
   ０℃、仕上温度：Ａｒ＿３点〜９５０℃、捲取温度：６
   ５０℃〜７５０℃で熱間圧延したのち、次いでデスケー
   ルの後で圧下率５０〜９０％で通常の冷間圧延を施し、
   さらに６５０℃〜９００℃で１秒〜１２０秒の均熱を行
   なう焼鈍工程と、引き続き３５０℃〜４５０℃に急冷し
   て該温度域で６０秒〜６００秒の均熱保持を行なう過時
   効工程を組合わせた連続焼鈍を施すことからなる、プレ
   ス成形性に優れた銅系ろう付け用冷延鋼板の製造方法。