(57)【要約】本発明の一実施形態に係る連続型セルフブレージング用冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｂ：０．０００３〜０．００３６％、および残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含み、下記式１および式２を満足し、平均結晶粒粒径が８〜１６μｍである。  ［式１］  ０．１５≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ａｌ］／２６．９８）  ［式２］  ０．８≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ｎ］／１４．０１）≦１．６  （式１および式２中、［Ｂ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＢ、ＡｌおよびＮの重量％である。）【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｂ：０．０００３〜０．００３６％、および残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含み、下記式１および式２を満足し、平均結晶粒粒径が８〜１６μｍである、連続型セルフブレージング用冷延鋼板。
［式１］
０．１５≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ａｌ］／２６．９８）
［式２］
０．８≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ｎ］／１４．０１）≦１．６
（式１および式２中、［Ｂ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＢ、ＡｌおよびＮの重量％である。）
【請求項２】
ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式３を満足する、請求項１に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板。
［式３］
｛［ＢＮ］／（１０．８１＋１４．０１）｝／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≧１
（式３中、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【請求項３】
鋼板中に固溶した状態で存在するＮ、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式４を満足する、請求項１に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板。
［式４］
（［Ｎ］／１４．０１）／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）＋［ＢＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≦０．１
（式４中、［Ｎ］、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＮの固溶量（重量％）、ＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【請求項４】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｂ：０．０００３〜０．００３６％、および残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含み、下記式１および式２を満足するスラブを１２００℃以上で加熱する段階；
加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；
前記熱延鋼板を巻取る段階；
巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階；および
冷延鋼板を６００〜８５０℃で焼鈍する段階を含む、連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
［式１］
０．１５≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ａｌ］／２６．９８）
［式２］
０．８≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ｎ］／１４．０１）≦１．６
（式１および式２中、［Ｂ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＢ、ＡｌおよびＮの重量％である。）
【請求項５】
前記スラブを加熱する段階において、前記スラブを１２３０〜１３５０℃で加熱する、請求項４に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記熱延鋼板を製造する段階において、仕上げ圧延温度は、８７５〜１０５０℃である、請求項４に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記熱延鋼板を巻取る段階において、巻取温度は、６００〜７５０℃である、請求項４に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記冷延鋼板を製造する段階において、５０〜９５％の圧下率で冷間圧延する、請求項４に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記焼鈍する段階は、６００〜８５０℃で２０〜６００秒間連続焼鈍する、請求項４に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記焼鈍する段階は、６００〜８００℃で５〜７２時間箱焼鈍する、請求項４に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
製造された冷延鋼板は、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式３を満足する、請求項４に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
［式３］
｛［ＢＮ］／（１０．８１＋１４．０１）｝／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≧１
（式３中、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【請求項１２】
製造された冷延鋼板中に固溶した状態で存在するＮ、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式４を満足する、請求項４に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
［式４］
（［Ｎ］／１４．０１）／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）＋［ＢＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≦０．１
（式４中、［Ｎ］、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＮの固溶量（重量％）、ＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【請求項１３】
請求項１から３のいずれか１項に記載の冷延鋼板からなる素地鋼板と、前記素地鋼板の表面に被覆された銅メッキ層とを含む、銅メッキ鋼板。
【請求項１４】
前記銅メッキ層の前記冷延鋼板に対する粒界侵入深さが２．５μｍ以下である、請求項１３に記載の銅メッキ鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
連続型セルフブレージング用冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
セルフブレージング用冷延鋼板はメッキ用素材であって、鋼板の表面に他の金属がメッキされ、成形後、突き合わされたメッキ面が高温熱処理によって接合されて最終製品になる。このような鋼板の要求特性として、大きく、常温での加工性、ブレージング温度での形状凍結性、冷却後の加工性と強度などがある。当該素材を用いる製品の例として、冷延鋼板にＣｕをメッキしてパイプ状に２回巻く造管成形後、セルフブレージングを経て最終製品になる二重巻取パイプがあり、Ｃｕの融点以上でブレージングされるため、上記項目に対する鋼板の特性がより厳格に求められる。
【０００３】
最近は、ブレージング工程の生産性を高めるために、バッチ型ブレージングより連続型ブレージングがさらに好まれている。バッチ型ブレージングは、素材を成形後に切断して複数個をまとめて同時に熱処理するのに対し、連続型ブレージングは、切断工程なく成形に続いて連続的に熱処理する工程である。この工程の違いによって、バッチ型ブレージングは数十秒程度の熱処理時間を必要とするのに対し、連続型ブレージングは数秒内に熱処理が行われて高い生産性が確保される。
【０００４】
ブレージング工程がバッチ型から連続型へ変化するに伴い、素材の側面で求められる特性も変化する。バッチ型ブレージングは、工程の特性上、高温で長い時間維持されなければならないため、高温形状凍結性、メッキ溶融層の粒界侵入抑制性などの高温での素材の物性が特に重要であるのに対し、連続型ブレージングは、熱処理が数秒内に行われるため、高温での素材の要求物性がより厳格でない。これとともに、連続型ブレージングは、冷却速度が速いため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの高価な析出物形成元素なしにＣの添加だけで冷却パターンの制御によって結晶粒の粗大化を防止することが可能であるという利点がある。また、Ｃは、結晶粒界を強化してメッキ溶融層の粒界侵入を防止するのにも効果的な上に、最終製品の強度を向上するのにも役立つため、積極的な添加が指向されている。しかし、Ｃの添加は材質を容易に硬化させて加工性を低下させ、欠陥を誘発するため、加工性を確保するための方法の工夫が必要になる。
【０００５】
従来、加工性を確保するために、低炭素鋼を用いて５時間以上の箱焼鈍による製造方法が提案されている。しかし、箱焼鈍は、特性上長い時間がかかる工程であるので、生産効率を大きく低下させるだけでなく、コイルの長さ方向、幅方向の材質が不均一な問題がある。
【０００６】
また、低炭素鋼にＴｉ、Ｂを添加して形成された析出物から結晶粒を制御する方法を提案したり、極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｂを添加して析出物を形成させることによって高強度化する方法を提案したが、大部分の析出物形成元素のほとんどは高価であり、極低炭素鋼素材の場合、炭素含有量が少なくてメッキ溶融層が粒界に侵入しやすい問題がある。
【０００７】
さらに、焼鈍雰囲気の制御により表面部にＡｌＮ析出物を形成させ、Ｂの添加によりＢＮ析出物から耐凍浸水性を確保し、高温結晶粒成長を抑制する方法が提案されている。しかし、焼鈍雰囲気制御のために高費用の工程条件が必要になるという限界がある。
【０００８】
前述した従来技術は、素材の要求特性を確保するために、高費用の添加元素を必要としたり、難しい工程が必要な問題点があり、連続型ブレージング工程の特性をうまく反映しておらず、連続型ブレージング工程に最適化した素材の開発が必要になる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の一実施形態は、一定量のＣを含有し、連続焼鈍をしながらも優れた加工性を有する連続型セルフブレージング用冷延鋼板を提供することを一目的とする。
本発明の他の実施形態は、連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法を提供することを一目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の一実施形態に係る連続型セルフブレージング用冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｂ：０．０００３〜０．００３６％、および残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含み、下記式１および式２を満足し、平均結晶粒粒径が８〜１６μｍである。
【００１１】
［式１］
０．１５≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ａｌ］／２６．９８）
［式２］
０．８≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ｎ］／１４．０１）≦１．６
（式１および式２中、［Ｂ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＢ、ＡｌおよびＮの重量％である。）
【００１２】
ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式３を満足できる。
［式３］
｛［ＢＮ］／（１０．８１＋１４．０１）｝／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≧１
（式３中、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【００１３】
鋼板中に固溶した状態で存在するＮ、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式４を満足できる。
［式４］
（［Ｎ］／１４．０１）／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）＋［ＢＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≦０．１
（式４中、［Ｎ］、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＮの固溶量（重量％）、ＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【００１４】
本発明の一実施形態に係る連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｂ：０．０００３〜０．００３６％、および残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含み、下記式１および式２を満足するスラブを１２００℃以上で加熱する段階；加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；熱延鋼板を巻取る段階；巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階；および冷延鋼板を６００〜８５０℃で焼鈍する段階を含む。
【００１５】
スラブを加熱する段階において、スラブを１２３０〜１３５０℃で加熱することができる。
熱延鋼板を製造する段階において、仕上げ圧延温度は、８７５〜１０５０℃であってもよい。
熱延鋼板を巻取る段階において、巻取温度は、６００〜７５０℃であってもよい。
冷延鋼板を製造する段階において、５０〜９５％の圧下率で冷間圧延することができる。
焼鈍する段階は、６００〜８５０℃で２０〜６００秒間連続焼鈍することができる。
焼鈍する段階は、６００〜８００℃で５〜７２時間箱焼鈍することができる。
【００１６】
製造された冷延鋼板は、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式３を満足できる。
［式３］
｛［ＢＮ］／（１０．８１＋１４．０１）｝／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≧１
（式３中、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【００１７】
製造された冷延鋼板中に固溶した状態で存在するＮ、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式４を満足できる。
［式４］
（［Ｎ］／１４．０１）／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）＋［ＢＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≦０．１
（式４中、［Ｎ］、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＮの固溶量（重量％）、ＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【００１８】
本発明の一実施形態に係る銅メッキ鋼板は、冷延鋼板からなる素地鋼板と、素地鋼板の表面に被覆された銅メッキ層とを含む。
メッキ層の冷延鋼板に対する粒界侵入深さが２．５μｍ以下であってもよい。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の一実施形態によれば、ＢＮとＡｌＮ析出物の形成を制御することで析出物による硬化効果を最小化して、０．０２〜０．０８重量％の炭素含有量を有し、かつ加工性に優れ、連続型セルフブレージング工程に適した、冷延鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
第１、第２および第３などの用語は、多様な部分、成分、領域、層および／またはセクションを説明するために使用されるが、これらに限定されない。これらの用語は、ある部分、成分、領域、層またはセクションを、他の部分、成分、領域、層またはセクションと区別するためにのみ使用される。したがって、以下に述べる第１部分、成分、領域、層またはセクションは、本発明の範囲を逸脱しない範囲内で第２部分、成分、領域、層またはセクションと言及される。
【００２１】
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。ここで使用される単数形態は、文章がこれと明確に反対の意味を示さない限り、複数形態も含む。明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外させるわけではない。
【００２２】
ある部分が他の部分の「上に」あると言及する場合、これは、他の部分の上にあるか、その間に他の部分が伴っていてもよい。対照的にある部分が他の部分の「真上に」あると言及する場合、その間に他の部分は介在しない。
【００２３】
別途に定義しなかったものの、ここで使用される技術用語および科学用語を含むすべての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同じ意味を有する。普通使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有すると追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に公式的な意味で解釈されない。
また、特に言及しない限り、％は、重量％を意味し、１ｐｐｍは、０．０００１重量％である。
【００２４】
以下、本発明の実施例について、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳細に説明する。しかし、本発明は種々の異なる形態で実現可能であり、ここで説明する実施例に限定されない。
【００２５】
本発明は、メッキ、加工、セルフブレージングの工程を経る素材として使用される冷延鋼板に関し、当該用途の素材は、常温での加工性、セルフブレージング温度での形状凍結性とメッキ溶融層の耐侵入性、セルフブレージング後の加工性と強度に優れていなければならない。
【００２６】
本発明は、バッチ型セルフブレージングに比べて熱処理時間が短く、生産性に優れた連続型セルフブレージング用冷延鋼板に関する。連続型セルフブレージングを用いる場合、短い熱処理時間によって高温での結晶粒の粗大化傾向が大きくなくて、高価な析出物形成元素の代わりにＣの添加だけで素材の高温要求特性を確保できる。そして、Ｃ含有量の増加は、最終製品として優れた強度を有するだけでなく、高温でのメッキ溶融層の粒界侵入抑制力がさらに優れているという利点を有する。
【００２７】
しかし、Ｃ含有量の増加は、常温での硬さが増加し、延伸率が減少して加工性が減少する結果をもたらすため、これを克服しなければならない。加工性を向上させるうえで効果的な方法は、析出物の制御により微細組織を制御することである。析出物が非常に微細する場合には、結晶粒成長が抑制されて微細な組織が形成されて硬さおよび強度が上昇する。したがって、析出物の種類、分布を適正化する必要がある。本発明の一実施形態では、冷延鋼板の組成範囲を具体的に限定し、析出物を制御して目的の微細組織を得ることによって、加工性に優れた連続型セルフブレージング用冷延鋼板を提供する。
【００２８】
本発明の一実施形態に係る連続型セルフブレージング用冷延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｂ：０．０００３〜０．００３６％、および残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含む。
【００２９】
まず、冷延鋼板の成分限定の理由について説明する。
炭素（Ｃ）：０．０２〜０．０８重量％
Ｃが多いほど強度に優れ、高温での結晶粒の粗大化とメッキ溶融層の粒界侵入を防止するのに有利である。しかし、含有量の増加に伴って降伏強度が増加し、延性が減少して加工性が悪くなるだけでなく、セルフブレージング後の冷却時、炭化物の過剰析出によって製品の延性低下をもたらす。したがって、０．０２〜０．０８重量％の範囲で添加することが好ましい。
【００３０】
マンガン（Ｍｎ）：０．０３〜０．１０重量％
Ｍｎは、鋼中の固溶Ｓと結合してＭｎＳとして析出することによって、固溶Ｓによる赤熱脆性を防止する元素である。このような効果を奏するために、０．０３重量％以上含まれることが好ましい。しかし、０．１０重量％を超える場合には、材質が硬化して延性を顕著に低下させることがある。
【００３１】
ケイ素（Ｓｉ）：０．１０重量％以下
Ｓｉは、脱炭剤として使用される元素であり、固溶強化による強度の向上に寄与する。しかし、０．１０重量％を超える場合、焼鈍時、表面にＳｉ系酸化物が生成されて、メッキ時の欠陥を誘発する。したがって、Ｓｉは、０．１０重量％以下で含まれることが好ましい。
【００３２】
アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．０８重量％
Ａｌは、脱酸効果が非常に大きい元素であり、脱酸効果のために０．００５％以上添加することが好ましい。しかし、Ａｌは、Ｎと結合して微細なＡｌＮの析出によって結晶粒成長が抑制され、鋼が硬化し、より過剰に添加される場合には、鋼中に固溶した状態で存在して、固溶強化によって鋼の加工性を減少させる。したがって、その含有量を０．００５〜０．０８重量％に制限する。
【００３３】
リン（Ｐ）：０．０１５重量％以下
一定量以下のＰの添加は、鋼の延性を大きく減少させず、強度を上げられる元素であるが、０．０１５重量％を超えて添加すると、結晶粒界に偏析して鋼を硬化させるため、０．０１５重量％以下に制限することが好ましい。より具体的には、Ｐを０．０１重量％以下で含むことができる。
【００３４】
硫黄（Ｓ）：０．０１重量％以下
Ｓは、固溶時に赤熱脆性を誘発する元素であるので、Ｍｎの添加によりＭｎＳの析出を誘導することが好ましい。しかし、過剰なＭｎＳの析出は鋼を硬化させるので、好ましくない。したがって、Ｓの上限を０．０１重量％に制限する。
【００３５】
窒素（Ｎ）：０．００５重量％以下
Ｎは、様々な窒化析出物を形成して結晶粒成長を妨げて延性を減少させる。また、析出しない場合、電位に固着して時効による加工性低下を誘発する。Ｎは、鋼中に不可避元素として含有される場合が多いが、上記作用を最小化するために、上限を０．００５重量％以下に制限することが好ましい。
【００３６】
ホウ素（Ｂ）：０．０００３〜０．００３６％
Ｂは、Ｎと結合して、ＡｌＮに比べて粗大なＢＮ析出物を形成するため、ＡｌＮの形成による加工性低下を緩和させることができる。このような効果を得るために、０．０００３重量％以上添加することが好ましいが、多量添加される場合、粒界に偏析して結晶粒を微細化し、強度を上昇させるため、加工性確保のために、その上限を０．００３６重量％に制限することが好ましい。より具体的には、Ｂを０．０００３〜０．００３２％含むことができる。
【００３７】
ＡｌとＢの重量比は、下記式１を満足することが好ましい。
［式１］
０．１５≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ａｌ］／２６．９８）
（式１中、［Ｂ］および［Ａｌ］は、それぞれＢおよびＡｌの重量％である。）
ＡｌとＢは、Ｎと結合してそれぞれＡｌＮとＢＮ析出物を形成するが、ＡｌＮに比べてＢＮは粗大に析出する傾向があり、結晶粒の成長に有利で延性に役立つ。したがって、Ａｌの含有量に比例してＢを添加してＢＮが相対的によく形成できるようにすることが重要である。Ａｌ、Ｂの窒化反応性を考慮したとき、式１を満足する場合、上述した効果をよく発揮し、より好ましくは、下記式１−１を満足すると、その効果をより発揮することができる。
［式１−１］
０．３≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ａｌ］／２６．９８）
【００３８】
ＢとＮの重量比は、下記式２を満足することが好ましい。
［式２］
０．８≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ｎ］／１４．０１）≦１．６
（式２中、［Ｂ］および［Ｎ］は、それぞれＢおよびＮの重量％である。）
【００３９】
Ｂは、Ｎと結合してＢＮとして析出して固溶Ｎの含有量を減少させることによって、時効を減少させる。また、Ｂと結合しなかったＮがＡｌと結合する場合、ＢＮに比べて微細なＡｌＮの析出による硬化が誘発される。したがって、式２のようにＮ含有量に比例してＢを添加することが、加工性の向上において好ましい。しかし、Ｎ含有量に比べてＢが過度に多く添加される場合、ＢＮとして析出しなかったＢが粒界に多量偏析して、結晶粒の微細化による硬化を起こすため、式２のように比率を制限することが好ましい。
【００４０】
追加的に、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどの析出物形成元素は添加されないことが好ましい。これらの元素は、鋼中のＣ、Ｎと親和力が強くて微細な析出物を形成することによって、鋼を硬化させる。バッチ型ブレージングの場合、熱処理時間が数十秒と長いので、炭素だけで結晶粒が粗大化するのを防止するのに限界があり、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどの析出物形成元素を添加するが、連続型ブレージングの場合、Ｃの添加だけで結晶粒の粗大化を抑制可能で、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどの析出物形成元素は不必要であり、添加する場合、加工性を阻害するので、添加を制限する。
【００４１】
前述した組成以外に、残りはＦｅおよび不可避不純物を含むことが好ましく、本発明の鋼材は、他の組成の添加を排除するものではない。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造過程では、原料または周囲環境から意図せずに混入しうるもので、これを排除することはできない。不可避不純物は、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば理解できる。
【００４２】
本発明の一実施形態に係る冷延鋼板は、平均結晶粒粒径が８〜１６μｍであってもよい。前述した範囲で加工性が向上し、メッキ溶融層の粒界侵入を防止するのに有利である。
【００４３】
ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比は下記式３を満足することが好ましい。
［式３］
｛［ＢＮ］／（１０．８１＋１４．０１）｝／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≧１
（式３中、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【００４４】
鋼板中に固溶した状態で存在するＮ、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比は下記式４を満足することが好ましい。
【００４５】
［式４］
（［Ｎ］／１４．０１）／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）＋［ＢＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≦０．１
（式４中、［Ｎ］、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＮの固溶量（重量％）、ＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
前述した式３または式４を満足することによって加工性が向上し、メッキ溶融層の粒界侵入を防止するのに有利である。
【００４６】
本発明の一実施形態に係る冷延鋼板は、加工性に優れ、具体的には、硬さ（ＨＲ３０Ｔ）５２以下、降伏強度３２０ＭＰａ以下、延伸率３０％以上を満足できる。
【００４７】
本発明の一実施形態に係る連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｂ：０．０００３〜０．００３６％、および残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含み、下記式１および式２を満足するスラブを１２００℃以上で加熱する段階；加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；熱延鋼板を巻取る段階；巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階；および冷延鋼板を６００〜８５０℃で焼鈍する段階を含む。
【００４８】
まず、スラブを１２００℃以上で加熱する。各組成の添加比率を限定した理由は、前述した冷延鋼板の組成限定の理由と同一である。後述する熱間圧延、冷間圧延などの過程でスラブの組成は実質的に変動しないので、スラブの組成と冷延鋼板の組成が実質的に同一である。鋼中に存在する析出物を大部分再固溶させなければならないため、１２００℃以上の温度が必要であり、より好ましくは、析出物をよく固溶させるために、１２３０〜１３５０℃で加熱する。
【００４９】
次に、加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。熱間圧延仕上げ温度は、Ａｒ３以上になってもよい。熱間圧延仕上げ温度をＡｒ３以上に限定する理由は、オーステナイト単相領域で圧延をするためである。このとき、Ａｒ３とは、フェライト変態開始温度を意味し、下記式のように計算される。
【００５０】
Ａｒ３＝９１０−（２７３＊［Ｃ］）−（７４＊［Ｍｎ］）
このとき、［Ｃ］、［Ｍｎ］は、それぞれＣ、Ｍｎの重量％を意味する。より具体的には、熱間仕上げ圧延温度は、８７５〜１０５０℃になってもよい。
【００５１】
次に、熱延鋼板を巻取る。このとき、巻取温度は、６００〜７５０℃であってもよい。６００℃以上で巻取ることで、固溶した状態でまだ残っているＮを十分に析出させることができるため、優れた耐時効性を確保できる。６００℃未満で巻取る場合には、微細な析出物によって材質が硬化する可能性がある。そして、７５０℃超過で巻取る場合には、結晶粒が粗大化されて冷間圧延性を低下させる要因となる。
【００５２】
次に、巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する。このとき、５０〜９５％の圧下率で冷間圧延することができる。圧下率は、冷延鋼板の最終厚さを決定するものであって、圧下率５０％未満の場合に、最終目標厚さを確保しにくく、９５％を超える場合、圧延負荷が大きくて冷間圧延が難しい。
【００５３】
次に、冷延鋼板を６００〜８５０℃で焼鈍する。この過程で冷間圧延時に延伸された結晶粒が再結晶される。６００℃未満で焼鈍する場合、再結晶が十分に起こらないため、冷間圧延時に生じた電位が十分に無くならずに延性が低下し、８５０℃超過で焼鈍する場合には、結晶粒が粗大化されて加工性が低下する。焼鈍する段階は、６００〜８５０℃で２０〜６００秒間連続焼鈍することができ、６００〜８００℃で５〜７２時間箱焼鈍することも可能である。
【００５４】
前述した成分と製造工程により得られた冷延鋼板は、鋼内に含まれているＮが大きさの微細なＡｌＮに比べて粗大なＢＮとして析出することによって、結晶粒の微細化による硬化が最小化される特徴を有している。また、基本的にＣを一定量以上含めて高温で結晶粒が粗大化されることと、メッキ溶融層が結晶粒界に侵入することが抑制される。そして、生産の側面で高価な析出物形成元素を添加する必要がないため、コストが減少し、箱焼鈍の代わりに連続焼鈍を活用できるため、生産効率性と材質均一性を向上するという利点を有する。
【００５５】
本発明の一実施形態に係る銅メッキ鋼板は、前述した冷延鋼板からなる素地鋼板と、素地鋼板の表面に被覆された銅メッキ層とを含む。
メッキ層の冷延鋼板に対する粒界侵入深さが２．５μｍ以下になってもよい。
【実施例】
【００５６】
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、このような実施例は単に本発明を例示するためのものであり、本発明がこれに限定されるものではない。
【００５７】
下記表１の組成を有し、残部は鉄および不可避不純物を含むスラブを製造し、成分は実績値を表記したものである。このような表１を有する鋼を表２の工程条件で製造し、各製造された冷延鋼板に対する結晶粒の大きさ（μｍ）、ロックウェル硬さ（ＨＲ３０Ｔ）、降伏強度（ＹＳ）、延伸率（ＥＬ）と、Ｃｕメッキおよび１１５０℃まで秒あたり３００℃／秒以上の昇温速度で昇温後、空冷によって冷却するブレージング後、メッキ溶融層の結晶粒界侵入深さ（Ｄｅｐｔｈ）を測定した結果を下記表３に示した。
【００５８】
【表１】
2019504206.tif 000002
【００５９】
【表２】
2019504206.tif 000003
【００６０】
【表３】
2019504206.tif 000004
【００６１】
表３に示されるように、本発明の組成を満足する発明鋼１〜発明鋼３を、本発明を満足する製造方法１により製造する場合、硬さ（ＨＲ３０Ｔ）５１以下、降伏強度３００ＭＰａ以下、延伸率３５％以上と８〜１６μｍを満足し、Ｃｕメッキ溶融層の侵入深さは３μｍ以下であって、常温加工性と高温特性が同時に確保されることを確認できる。前述のように、このような加工性はＮ、Ｂ、Ａｌの適正比により得られたものであり、高温特性はＣの一定量以上の添加として得られたものである。発明鋼２に比べて、発明鋼１と発明鋼３の方が硬さがより高く、メッキ溶融層の侵入がよりよく抑制されることを確認できるが、これは、Ｎと結合し残ったＢが結晶粒界に偏析した結果である。
【００６２】
比較鋼１〜比較鋼１４は、本発明における成分条件を満足しない。比較鋼３、４、６、７、８の場合、Ｂの含有量がＡｌに比べて相対的に少なくて式１を満足できない。したがって、ＢＮより微細なＡｌＮが多量析出し、結晶粒が微細化される傾向が強く、８μｍ未満と概ね高い値を有することを確認でき、強度と硬さが高くて延伸率が低いことを確認できる。比較鋼１の場合は、式１を満足できないものの、ＡｌやＢともＮに比べて少なく、結晶粒１４．８μｍと比較的大きく形成された。しかし、Ｂ、Ａｌがすべて基準に達しないことによって、Ｎが十分に析出せず、固溶Ｎが電位に固着して時効硬化が発生することを確認できる。
【００６３】
また、比較鋼２、５、９は、式１を満足して、Ａｌに比べてＢが十分でＢＮをよく形成するが、式２の値が１．６を超えて析出し残ったＢが結晶粒界に偏析して結晶粒がむしろ微細化されて材質が硬化する。このような材質の硬化にもかかわらず、Ｂが結晶粒界に偏析すると、メッキ溶融層の侵入はよく抑制されるという利点もあるので、Ｂの含有量は、Ａｌの含有量に応じて一定範囲内で管理されなければならない。
【００６４】
比較鋼１０〜１２は、ＡｌやＢより微細な析出物をよく形成するＴｉ、Ｎｂ、Ｖが添加され、結晶粒が微細化されて材質が硬化する。そして、比較鋼１３と１４の場合、Ｃの含有量が過度に少ない、又は多い場合であって、比較鋼１３は、Ｃの含有量が少なくて材質は加工するのに有利であるが、高温でメッキ溶融層が深く侵入して欠陥を発生させる可能性が高く、比較鋼１４は、Ｃの含有量が多くて材質が硬化して加工性が低下する問題がある。
【００６５】
製造条件も、析出物および微細組織を制御するのに非常に重要である。製造方法２の場合、スラブの再加熱温度が低くてスラブに存在する析出物を十分に固溶させることができず材質が劣化する。製造方法３と製造方法４の場合には、連続焼鈍温度が適正範囲を外れた場合であって、焼鈍温度が低い時には、再結晶が十分でなく、冷間圧延時の加工硬化の効果が除去されず、焼鈍温度が高い時には、結晶粒が粗大に成長することによって、材質は柔らかいものの、延性が低下して加工性が確保されない問題が発生する。
【００６６】
本発明は、実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態で製造可能であり、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者は本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更することなく他の具体的な形態で実施可能であることを理解するであろう。そのため、以上に述べた実施例はあらゆる面で例示的なものであり、限定的ではないと理解しなければならない。
【手続補正書】
【提出日】平成30年6月21日(2018.6.21)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｂ：０．０００３〜０．００３６％、および残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含み、下記式１および式２を満足し、平均結晶粒粒径が８〜１６μｍである、連続型セルフブレージング用冷延鋼板。
［式１］
０．１５≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ａｌ］／２６．９８）
［式２］
０．８≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ｎ］／１４．０１）≦１．６
（式１および式２中、［Ｂ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＢ、ＡｌおよびＮの重量％である。）
【請求項２】
ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式３を満足する、請求項１に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板。
［式３］
｛［ＢＮ］／（１０．８１＋１４．０１）｝／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≧１
（式３中、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【請求項３】
鋼板中に固溶した状態で存在するＮ、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式４を満足する、請求項１または２に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板。
［式４］
（［Ｎ］／１４．０１）／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）＋［ＢＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≦０．１
（式４中、［Ｎ］、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＮの固溶量（重量％）、ＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【請求項４】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｍｎ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下（０％を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を除く）、Ｓ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｎ：０．００５％以下（０％を除く）、Ｂ：０．０００３〜０．００３６％、および残部Ｆｅおよびその他不可避不純物を含み、下記式１および式２を満足するスラブを１２００℃以上で加熱する段階；
加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階；
前記熱延鋼板を巻取る段階；
巻取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階；および
冷延鋼板を６００〜８５０℃で焼鈍する段階を含む、連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
［式１］
０．１５≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ａｌ］／２６．９８）
［式２］
０．８≦（［Ｂ］／１０．８１）／（［Ｎ］／１４．０１）≦１．６
（式１および式２中、［Ｂ］、［Ａｌ］および［Ｎ］は、それぞれＢ、ＡｌおよびＮの重量％である。）
【請求項５】
前記スラブを加熱する段階において、前記スラブを１２３０〜１３５０℃で加熱する、請求項４に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記熱延鋼板を製造する段階において、仕上げ圧延温度は、８７５〜１０５０℃である、請求項４または５に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記熱延鋼板を巻取る段階において、巻取温度は、６００〜７５０℃である、請求項４から６のいずれか１項に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記冷延鋼板を製造する段階において、５０〜９５％の圧下率で冷間圧延する、請求項４から７のいずれか１項に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記焼鈍する段階は、６００〜８５０℃で２０〜６００秒間連続焼鈍する、請求項４から８のいずれか１項に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記焼鈍する段階は、６００〜８００℃で５〜７２時間箱焼鈍する、請求項４から９のいずれか１項に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
【請求項１１】
製造された冷延鋼板は、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式３を満足する、請求項４から１０のいずれか１項に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
［式３］
｛［ＢＮ］／（１０．８１＋１４．０１）｝／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≧１
（式３中、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【請求項１２】
製造された冷延鋼板中に固溶した状態で存在するＮ、ＡｌＮおよびＢＮ析出物の重量比が下記式４を満足する、請求項４から１１のいずれか１項に記載の連続型セルフブレージング用冷延鋼板の製造方法。
［式４］
（［Ｎ］／１４．０１）／｛［ＡｌＮ］／（２６．９８＋１４．０１）＋［ＢＮ］／（２６．９８＋１４．０１）｝≦０．１
（式４中、［Ｎ］、［ＢＮ］および［ＡｌＮ］は、それぞれＮの固溶量（重量％）、ＢＮおよびＡｌＮ析出物の重量％である。）
【請求項１３】
請求項１から３のいずれか１項に記載の冷延鋼板からなる素地鋼板と、前記素地鋼板の表面に被覆された銅メッキ層とを含む、銅メッキ鋼板。
【請求項１４】
前記銅メッキ層の前記冷延鋼板に対する粒界侵入深さが２．５μｍ以下である、請求項１３に記載の銅メッキ鋼板。
【国際調査報告】
2019504206.tif 000005
2019504206.tif 000006
2019504206.tif 000007
2019504206.tif 000008