JPH11229084A - 耐銅浸入性および加工性等にすぐれた二重巻きパイプ用銅めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐銅浸入性および加工性等にすぐれた二重巻きパイプ用銅めっき鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11229084A JPH11229084A JP3076598A JP3076598A JPH11229084A JP H11229084 A JPH11229084 A JP H11229084A JP 3076598 A JP3076598 A JP 3076598A JP 3076598 A JP3076598 A JP 3076598A JP H11229084 A JPH11229084 A JP H11229084A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】二重巻きパイプの製造に使用される、耐銅浸入
性，耐粗粒化性，加工性等にすぐれた銅めっき鋼板とそ
の製造方法を提供する。 【解決手段】この銅めっき鋼板は、Ｃ: ０．０３〜０．
０８％，Ｓｉ: ０．１％以下，Ｍｎ: ０．０５〜０．５
％，Ｐ: ０．０２０％以下，Ｓ: ０．０１５％以下，so
l.Ａｌ: ０．０３〜０．０８％，Ｎ: ０．００３〜０．
００８％，Ｂ: ０．０００８〜０．００２％，残部は実
質的にＦｅからなり、表層（層厚２０〜１００μｍ）に
微細なＡｌＮ析出物が緻密に分散した鋼板に銅めっきが
施されている。この銅めっき鋼板は、上記化学組成を有
するスラブの熱間圧延鋼板を、圧下率４０〜９０％で冷
間圧延した後、冷延鋼板を、水素濃度２vol ％以上のＮ
2 −Ｈ2 混合ガス中、再結晶温度〜８５０℃の温度域で
焼鈍処理し、ついで銅めっきすることにより製造され
る。
性，耐粗粒化性，加工性等にすぐれた銅めっき鋼板とそ
の製造方法を提供する。 【解決手段】この銅めっき鋼板は、Ｃ: ０．０３〜０．
０８％，Ｓｉ: ０．１％以下，Ｍｎ: ０．０５〜０．５
％，Ｐ: ０．０２０％以下，Ｓ: ０．０１５％以下，so
l.Ａｌ: ０．０３〜０．０８％，Ｎ: ０．００３〜０．
００８％，Ｂ: ０．０００８〜０．００２％，残部は実
質的にＦｅからなり、表層（層厚２０〜１００μｍ）に
微細なＡｌＮ析出物が緻密に分散した鋼板に銅めっきが
施されている。この銅めっき鋼板は、上記化学組成を有
するスラブの熱間圧延鋼板を、圧下率４０〜９０％で冷
間圧延した後、冷延鋼板を、水素濃度２vol ％以上のＮ
2 −Ｈ2 混合ガス中、再結晶温度〜８５０℃の温度域で
焼鈍処理し、ついで銅めっきすることにより製造され
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車のブレーキ
チューブや冷蔵庫の放冷管等として使用される二重巻き
パイプを製造するための耐銅浸入性および加工性等にす
ぐれた銅めっき鋼板およびその製造方法に関する。
チューブや冷蔵庫の放冷管等として使用される二重巻き
パイプを製造するための耐銅浸入性および加工性等にす
ぐれた銅めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】銅めっき鋼板を素材とする二重巻きパイ
プは、所定幅に裁断した銅めっき鋼板のフープを造管用
ロールでパイプ状に巻き重ねた後、銅の融点以上（例え
ば1130℃) に加熱されたＤＸガス中に適当時間（約１〜
２分程度）保持して銅めっき層を溶融し、巻き重ね面間
を融着結合させる、いわゆるセルフ・ブレージング処理
を施すことにより製造される。図８は、二重巻きパイプ
の断面を示している。１は素地鋼板（冷延鋼板）、２は
銅めっき層，３はセルフ・ブレージングにより形成され
た銅融着層であり、巻き重ね面間の接合性の良否は、渦
流探傷法や曲げ試験などにより検査される。
プは、所定幅に裁断した銅めっき鋼板のフープを造管用
ロールでパイプ状に巻き重ねた後、銅の融点以上（例え
ば1130℃) に加熱されたＤＸガス中に適当時間（約１〜
２分程度）保持して銅めっき層を溶融し、巻き重ね面間
を融着結合させる、いわゆるセルフ・ブレージング処理
を施すことにより製造される。図８は、二重巻きパイプ
の断面を示している。１は素地鋼板（冷延鋼板）、２は
銅めっき層，３はセルフ・ブレージングにより形成され
た銅融着層であり、巻き重ね面間の接合性の良否は、渦
流探傷法や曲げ試験などにより検査される。
【０００３】二重巻きパイプの製造に使用される銅めっ
き鋼板は、セルフ・ブレージングの熱処理で、素地鋼板
の結晶組織が粗大化し過ぎないこと（耐粗粒化性）、素
地鋼板中への溶融銅の浸入（鋼板の脆化を引き起こす）
を生じにくいこと（耐銅浸入性）、および二重巻きパイ
プ成形後に行われる拡管加工やフレア加工に耐える良好
な延性を有すること等が要求される。上記銅めっき鋼板
の素地鋼として、低炭素アルミキルド鋼が使用され、特
公平8-14013 号公報には、Ｃ: 0.01〜0.15％, Ｓｉ: 0.
1 ％以下, Ｍｎ: 0.05〜0.6％, Ａｌ: 0.003 〜0.1 ％,
Ｐ: 0.015 ％以下，Ｂ: 0.0004〜0.004 ％，残部はＦ
ｅおよび不可避不純物からなる素地鋼板に銅めっきを施
したものが開示されている。そこには、素地鋼板のＢ含
有効果として、結晶組織が微細化され，耐溶接割れ性が
改善されることが記載されている。
き鋼板は、セルフ・ブレージングの熱処理で、素地鋼板
の結晶組織が粗大化し過ぎないこと（耐粗粒化性）、素
地鋼板中への溶融銅の浸入（鋼板の脆化を引き起こす）
を生じにくいこと（耐銅浸入性）、および二重巻きパイ
プ成形後に行われる拡管加工やフレア加工に耐える良好
な延性を有すること等が要求される。上記銅めっき鋼板
の素地鋼として、低炭素アルミキルド鋼が使用され、特
公平8-14013 号公報には、Ｃ: 0.01〜0.15％, Ｓｉ: 0.
1 ％以下, Ｍｎ: 0.05〜0.6％, Ａｌ: 0.003 〜0.1 ％,
Ｐ: 0.015 ％以下，Ｂ: 0.0004〜0.004 ％，残部はＦ
ｅおよび不可避不純物からなる素地鋼板に銅めっきを施
したものが開示されている。そこには、素地鋼板のＢ含
有効果として、結晶組織が微細化され，耐溶接割れ性が
改善されることが記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従来の銅めっき鋼板
は、素地鋼板が、低炭素アルミキルド鋼板の範疇に属す
るものであっても、耐銅浸入性，耐粗粒化性等の不足に
より、二重巻きパイプ成形加工後のセルフ・ブレージン
グ熱処理において、溶融銅の浸入による粒界脆化やフェ
ライト組織の針状化・粗大化等による延性の低下を生じ
易く、その後の拡管加工やフレア加工で、割れを発生す
る例が多くみられる。低炭素アルミキルド鋼のＢ元素の
添加は、前記公報に記載されているように、フェライト
組織の微細化に有効ではあるが、Ｂ添加量や、Ｃ，sol.
Al，Ｎ等の含有量の多寡により、ブレージング熱処理に
おけるフェライト組織の粗大化・銅の浸入による粒界脆
化，あるいはブレージング処理後の冷却過程におけるフ
ェライト組織の過度の微細化や針状化等による硬質化を
生じ易い。このため、パイプ造管後の拡管加工やフレア
加工に要求される充分な成形加工性を保証することは困
難である。本発明は、二重巻きパイプに関する従来の問
題を解消し、拡管加工やフレア加工等に耐え得る良好な
加工性を保証するための改良された耐粗粒化性，耐銅浸
入性等を備えた銅めっき鋼板およびその製造方法を提供
するものである。
は、素地鋼板が、低炭素アルミキルド鋼板の範疇に属す
るものであっても、耐銅浸入性，耐粗粒化性等の不足に
より、二重巻きパイプ成形加工後のセルフ・ブレージン
グ熱処理において、溶融銅の浸入による粒界脆化やフェ
ライト組織の針状化・粗大化等による延性の低下を生じ
易く、その後の拡管加工やフレア加工で、割れを発生す
る例が多くみられる。低炭素アルミキルド鋼のＢ元素の
添加は、前記公報に記載されているように、フェライト
組織の微細化に有効ではあるが、Ｂ添加量や、Ｃ，sol.
Al，Ｎ等の含有量の多寡により、ブレージング熱処理に
おけるフェライト組織の粗大化・銅の浸入による粒界脆
化，あるいはブレージング処理後の冷却過程におけるフ
ェライト組織の過度の微細化や針状化等による硬質化を
生じ易い。このため、パイプ造管後の拡管加工やフレア
加工に要求される充分な成形加工性を保証することは困
難である。本発明は、二重巻きパイプに関する従来の問
題を解消し、拡管加工やフレア加工等に耐え得る良好な
加工性を保証するための改良された耐粗粒化性，耐銅浸
入性等を備えた銅めっき鋼板およびその製造方法を提供
するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の二重巻きパイプ
用銅めっき鋼板は、重量％で，Ｃ : ０．０３〜０．０
８％，Ｓｉ: ０．１％以下，Ｍｎ: ０．０５〜０．５
％，Ｐ : ０．０２０％以下，Ｓ : ０．０１５％以
下，sol.Ａｌ: ０．０３〜０．０８％，Ｎ : ０．００
３〜０．００８％，Ｂ : ０．０００８〜０．００２
％，残部は実質的にＦｅからなり、微細なＡｌＮ析出物
が分散した層厚２０〜１００μｍの表層を有する素地鋼
板に銅めっきが施されている。
用銅めっき鋼板は、重量％で，Ｃ : ０．０３〜０．０
８％，Ｓｉ: ０．１％以下，Ｍｎ: ０．０５〜０．５
％，Ｐ : ０．０２０％以下，Ｓ : ０．０１５％以
下，sol.Ａｌ: ０．０３〜０．０８％，Ｎ : ０．００
３〜０．００８％，Ｂ : ０．０００８〜０．００２
％，残部は実質的にＦｅからなり、微細なＡｌＮ析出物
が分散した層厚２０〜１００μｍの表層を有する素地鋼
板に銅めっきが施されている。
【０００６】本発明の二重巻きパイプ用銅めっき鋼板
は、前記化学組成を有する鋼のスラブを、熱間圧延し、
圧下率４０〜９０％で冷間圧延した後、冷延鋼板を、水
素濃度２vol ％以上のＮ2 −Ｈ2 混合ガス中、再結晶温
度〜８５０℃の温度域で焼鈍処理し、ついで該鋼板に銅
めっきを施す工程により製造される。本発明の銅めっき
鋼板を使用して製造される二重巻きパイプは、素地鋼板
の化学組成，特にＣ，Ａｌ，ＮおよびＢの適量含有の効
果として、セルフ・ブレージング熱処理において、フェ
ライト組織の針状化・粗大化が抑制防止されると共に、
高い耐銅浸入性により、銅浸入とそれによる粒界脆化が
回避され、また素地鋼板の時効性等も改善される。これ
らの効果として、拡管加工やフレア加工に必要な高延性
（約２５％以上の伸び率が必要とされている）が確保さ
れる。
は、前記化学組成を有する鋼のスラブを、熱間圧延し、
圧下率４０〜９０％で冷間圧延した後、冷延鋼板を、水
素濃度２vol ％以上のＮ2 −Ｈ2 混合ガス中、再結晶温
度〜８５０℃の温度域で焼鈍処理し、ついで該鋼板に銅
めっきを施す工程により製造される。本発明の銅めっき
鋼板を使用して製造される二重巻きパイプは、素地鋼板
の化学組成，特にＣ，Ａｌ，ＮおよびＢの適量含有の効
果として、セルフ・ブレージング熱処理において、フェ
ライト組織の針状化・粗大化が抑制防止されると共に、
高い耐銅浸入性により、銅浸入とそれによる粒界脆化が
回避され、また素地鋼板の時効性等も改善される。これ
らの効果として、拡管加工やフレア加工に必要な高延性
（約２５％以上の伸び率が必要とされている）が確保さ
れる。
【０００７】本発明の銅めっき鋼板の上記材質改善にお
いて、素地鋼板のＢ含有および表層部の微細ＡｌＮの析
出分散の効果は重要である。鋼板表層部の微細なＡｌＮ
析出物は、Ｎ2 −Ｈ2 混合ガスを雰囲気とする冷延鋼板
の焼鈍処理における窒化反応により形成される。このＡ
ｌＮ析出物は、粒径約５０〜５００Åの著しく微細な粒
子であり、二重巻きパイプのブレージング熱処理におい
て、フェライトの再結晶過程でのピン止め効果となって
素地鋼板表層に著しく微細なフェライト組織を形成せし
める。その表層組織はフェライト結晶粒度番号ＦＧＳ．
ＮＯ (JIS G 0552) 約１０以上と著しく微細であり、溶
融銅の粒界浸入に対する高い抵抗性を有している。
いて、素地鋼板のＢ含有および表層部の微細ＡｌＮの析
出分散の効果は重要である。鋼板表層部の微細なＡｌＮ
析出物は、Ｎ2 −Ｈ2 混合ガスを雰囲気とする冷延鋼板
の焼鈍処理における窒化反応により形成される。このＡ
ｌＮ析出物は、粒径約５０〜５００Åの著しく微細な粒
子であり、二重巻きパイプのブレージング熱処理におい
て、フェライトの再結晶過程でのピン止め効果となって
素地鋼板表層に著しく微細なフェライト組織を形成せし
める。その表層組織はフェライト結晶粒度番号ＦＧＳ．
ＮＯ (JIS G 0552) 約１０以上と著しく微細であり、溶
融銅の粒界浸入に対する高い抵抗性を有している。
【０００８】一方，素地鋼板に添加された鋼中のＢは、
Ａｌに比しＮとの親和力が強く、熱延鋼板の巻取り段階
や冷延鋼板の焼鈍処理段階で、鋼中の固溶Ｎと優先的に
結合し、ＢＮ析出物を形成する。このＢＮ析出物は、二
重巻きパイプのブレージング熱処理（１１００〜１１５
０℃）の初期段階（約９５０〜１０５０℃）で、その一
部が分解して固溶Ｂと固溶Ｎを生成する。固溶Ｂは、二
重巻きパイプ温度が銅の融点（約１１００℃）以上に達
するまでの間にフェライト結晶粒界に析出し、フェライ
ト結晶粒界を強化する。この粒界強化により、溶融銅の
粒界浸入が抑制防止される。また、粒界に析出したＢは
フェライト結晶の異常成長を抑え、組織の粗大化の抑制
防止に奏効する。
Ａｌに比しＮとの親和力が強く、熱延鋼板の巻取り段階
や冷延鋼板の焼鈍処理段階で、鋼中の固溶Ｎと優先的に
結合し、ＢＮ析出物を形成する。このＢＮ析出物は、二
重巻きパイプのブレージング熱処理（１１００〜１１５
０℃）の初期段階（約９５０〜１０５０℃）で、その一
部が分解して固溶Ｂと固溶Ｎを生成する。固溶Ｂは、二
重巻きパイプ温度が銅の融点（約１１００℃）以上に達
するまでの間にフェライト結晶粒界に析出し、フェライ
ト結晶粒界を強化する。この粒界強化により、溶融銅の
粒界浸入が抑制防止される。また、粒界に析出したＢは
フェライト結晶の異常成長を抑え、組織の粗大化の抑制
防止に奏効する。
【０００９】更に、ブレージング熱処理につづく冷却過
程（冷却速度: 約２０〜４０℃／秒）において、鋼中の
固溶ＢはＮと結合してＢＮ析出物を生成する。ＡｌＮ析
出物についても、前記ブレージング熱処理（約１１３０
℃）で、その一部がＡｌとＮに分解し鋼中に固溶する
が、ブレージング熱処理後の冷却速度は比較的大きいた
め、この冷却過程ではＡｌとＮとの反応（ＡｌＮの析
出）は殆ど生じない。これに対し、ＢはＡｌに比しＮと
の親和力が強いので、比較的大きい冷却速度でも、固溶
Ｎと結合しＢＮ析出物を生成するのである。このＢＮ析
出物の生成反応により、固溶Ｎ量（硬質化の原因とな
る）が低減し、パイプの時効性が改善され、延性が高め
られる。しかも、ＢＮ析出物はＡｌＮ析出物よりも大き
いので、パイプの降伏点（ＹＰ）の低下，延性の向上に
有利に作用する。また、このＢＮの析出生成により、ブ
レージング熱処理前に行われる二重巻きパイプの造管加
工性の顕著な改善効果も得られる。
程（冷却速度: 約２０〜４０℃／秒）において、鋼中の
固溶ＢはＮと結合してＢＮ析出物を生成する。ＡｌＮ析
出物についても、前記ブレージング熱処理（約１１３０
℃）で、その一部がＡｌとＮに分解し鋼中に固溶する
が、ブレージング熱処理後の冷却速度は比較的大きいた
め、この冷却過程ではＡｌとＮとの反応（ＡｌＮの析
出）は殆ど生じない。これに対し、ＢはＡｌに比しＮと
の親和力が強いので、比較的大きい冷却速度でも、固溶
Ｎと結合しＢＮ析出物を生成するのである。このＢＮ析
出物の生成反応により、固溶Ｎ量（硬質化の原因とな
る）が低減し、パイプの時効性が改善され、延性が高め
られる。しかも、ＢＮ析出物はＡｌＮ析出物よりも大き
いので、パイプの降伏点（ＹＰ）の低下，延性の向上に
有利に作用する。また、このＢＮの析出生成により、ブ
レージング熱処理前に行われる二重巻きパイプの造管加
工性の顕著な改善効果も得られる。
【００１０】本発明における素地鋼板の化学組成の限定
理由は次のとおりである。 Ｃ: ０．０３〜０．０８％ 冷延鋼板の延性を高める点からはＣ量は少ない程よい
が、その量が少な過ぎると、セルフ・ブレージング熱処
理において鋼板の耐粗粒化性の不足をきたす。また、粒
界強度の低下に起因して耐銅浸入性も低下する。一方Ｃ
量が多くなると、炭化物析出量の増加による延性の低下
を招き、特に０．０８％を越えると、セルフ・ブレージ
ング処理後の冷却過程で、針状のフェライト組織が形成
され易く、延性の低下が顕著になる。このため、０．０
３〜０．０８％とする。
理由は次のとおりである。 Ｃ: ０．０３〜０．０８％ 冷延鋼板の延性を高める点からはＣ量は少ない程よい
が、その量が少な過ぎると、セルフ・ブレージング熱処
理において鋼板の耐粗粒化性の不足をきたす。また、粒
界強度の低下に起因して耐銅浸入性も低下する。一方Ｃ
量が多くなると、炭化物析出量の増加による延性の低下
を招き、特に０．０８％を越えると、セルフ・ブレージ
ング処理後の冷却過程で、針状のフェライト組織が形成
され易く、延性の低下が顕著になる。このため、０．０
３〜０．０８％とする。
【００１１】Ｓｉ: ０．１％以下 Ｓｉは、鋼の溶製工程における脱酸元素として添加され
る。そのための添加量は０．１％までで十分である。ま
たそれ以上の多量添加は、延性を低下させるので、これ
を上限とする。 Ｍｎ: ０．０５〜０．５％ Ｍｎは、鋼の熱間脆性を防止する目的で添加される。
０．０５％に満たないと、その効果が不足し、他方０．
５％を越えると、延性の低下をきたす。
る。そのための添加量は０．１％までで十分である。ま
たそれ以上の多量添加は、延性を低下させるので、これ
を上限とする。 Ｍｎ: ０．０５〜０．５％ Ｍｎは、鋼の熱間脆性を防止する目的で添加される。
０．０５％に満たないと、その効果が不足し、他方０．
５％を越えると、延性の低下をきたす。
【００１２】Ｐ: ０．０２０％以下，Ｐは、降伏強度お
よび引張強度を高める効果を有するが、多量に添加する
と、延性の低下を招き、また結晶粒界に偏析して、粒界
の強度を低下させる。このため、０．０２０％以下とす
る。好ましくは０．００８〜０．０１５％である。 Ｓ: ０．０１５％ Ｓは、ＭｎＳ等の非金属介在物を形成して鋼板の加工性
を低下させる。０．０１５％以下であれば、その実害は
回避されるので、これを上限とする。
よび引張強度を高める効果を有するが、多量に添加する
と、延性の低下を招き、また結晶粒界に偏析して、粒界
の強度を低下させる。このため、０．０２０％以下とす
る。好ましくは０．００８〜０．０１５％である。 Ｓ: ０．０１５％ Ｓは、ＭｎＳ等の非金属介在物を形成して鋼板の加工性
を低下させる。０．０１５％以下であれば、その実害は
回避されるので、これを上限とする。
【００１３】sol.Ａｌ: ０．０３〜０．０８％ Ａｌは、鋼の溶製工程の脱酸剤として添加される元素で
あるが、本発明では、それにとどまらず、ＡｌＮの析出
物を形成し、ブレージングにおける耐粗粒化性，耐銅浸
入性を高める目的で添加される。これらの効果を得るに
は、sol.Ａｌ量（可溶性Ａｌ量）として、少なくとも
０．０３％を必要とする。しかし、多量に添加すると、
ＡｌＮの過剰析出により延性が低下し、また非金属介在
物の増加による鋼板表面品質の低下（表面疵の増加）を
きたすので、０．０８％を上限とする。
あるが、本発明では、それにとどまらず、ＡｌＮの析出
物を形成し、ブレージングにおける耐粗粒化性，耐銅浸
入性を高める目的で添加される。これらの効果を得るに
は、sol.Ａｌ量（可溶性Ａｌ量）として、少なくとも
０．０３％を必要とする。しかし、多量に添加すると、
ＡｌＮの過剰析出により延性が低下し、また非金属介在
物の増加による鋼板表面品質の低下（表面疵の増加）を
きたすので、０．０８％を上限とする。
【００１４】Ｎ: ０．００３〜０．００８％，Ｎは、Ａ
ｌと反応し、ＡｌＮの微細な析出物を形成して素地鋼板
の耐粗粒化性を高め、ブレージング処理におけるフェラ
イト組織の粗大化を防止する。含有量が０．００３％に
満たないと、ＡｌＮの析出量が不足し、耐粗粒化性を確
保することができない。他方、あまり多く添加すると、
ＡｌＮの過剰析出に伴う延性の低下，パイプの硬質化を
招く。このため、０．００８％を上限とする。
ｌと反応し、ＡｌＮの微細な析出物を形成して素地鋼板
の耐粗粒化性を高め、ブレージング処理におけるフェラ
イト組織の粗大化を防止する。含有量が０．００３％に
満たないと、ＡｌＮの析出量が不足し、耐粗粒化性を確
保することができない。他方、あまり多く添加すると、
ＡｌＮの過剰析出に伴う延性の低下，パイプの硬質化を
招く。このため、０．００８％を上限とする。
【００１５】Ｂ: ０．０００８〜０．００２％ Ｂは、前述のように、ブレージング熱処理前の段階にお
いては二重巻きパイプの造管加工性を高め、ブレージン
グ熱処理においては、フェライト結晶粒の粒界に析出し
て耐粗粒化性を高めると共に、溶融銅の粒界浸入および
粒界脆化を抑制防止する。更にブレージング熱処理に続
く冷却過程では、素地鋼中の固溶Ｎと結合して、固溶Ｎ
量を低減しパイプを軟質化し、かつ時効劣化の防止に奏
効する。これらの効果を得るために、少なくとも０．０
００８％の含有を必要とする。０．００２％を超える
と、ブレージング後の冷却過程における素地鋼組織の過
度の微細化，針状化による硬質化を招き、パイプの加工
性を損なう。このため、０．００２％を上限とする。
いては二重巻きパイプの造管加工性を高め、ブレージン
グ熱処理においては、フェライト結晶粒の粒界に析出し
て耐粗粒化性を高めると共に、溶融銅の粒界浸入および
粒界脆化を抑制防止する。更にブレージング熱処理に続
く冷却過程では、素地鋼中の固溶Ｎと結合して、固溶Ｎ
量を低減しパイプを軟質化し、かつ時効劣化の防止に奏
効する。これらの効果を得るために、少なくとも０．０
００８％の含有を必要とする。０．００２％を超える
と、ブレージング後の冷却過程における素地鋼組織の過
度の微細化，針状化による硬質化を招き、パイプの加工
性を損なう。このため、０．００２％を上限とする。
【００１６】次に本発明の製造工程について説明する。
まず製鋼炉で所定の化学組成に溶製された鋼を、造塊・
分解圧延により、または連続鋳造によりスラブとし、ス
ラブ表面手入れを適宜施した後、熱間圧延する。連続鋳
造につづいて熱鋳片をそのまま加熱炉に装入して熱間圧
延するようにしてもよい。熱間圧延は常法により行なわ
れる。熱延鋼板品質や熱延効率等の点から、仕上げ温度
はＡr3変態点直上の温度に調整され、巻取り温度は約５
００〜７００℃の範囲が適当である。
まず製鋼炉で所定の化学組成に溶製された鋼を、造塊・
分解圧延により、または連続鋳造によりスラブとし、ス
ラブ表面手入れを適宜施した後、熱間圧延する。連続鋳
造につづいて熱鋳片をそのまま加熱炉に装入して熱間圧
延するようにしてもよい。熱間圧延は常法により行なわ
れる。熱延鋼板品質や熱延効率等の点から、仕上げ温度
はＡr3変態点直上の温度に調整され、巻取り温度は約５
００〜７００℃の範囲が適当である。
【００１７】熱延鋼板を、酸洗処理の後、冷間圧延に供
する。冷間圧延は、結晶粒の粗大化を抑制し、延性の良
好な冷延鋼板を得るために、圧下率を４０％以上とする
ことが必要である。圧下率が９０％を越えると、結晶粒
の微細化効果は飽和し、それ以上の圧下率は圧延負荷の
増大による操業面の不利を招くので、９０％を上限とす
る。
する。冷間圧延は、結晶粒の粗大化を抑制し、延性の良
好な冷延鋼板を得るために、圧下率を４０％以上とする
ことが必要である。圧下率が９０％を越えると、結晶粒
の微細化効果は飽和し、それ以上の圧下率は圧延負荷の
増大による操業面の不利を招くので、９０％を上限とす
る。
【００１８】冷延鋼板は表面浄化処理を施されて、焼鈍
処理に付される。焼鈍処理において、鋼板は再結晶し、
また窒化反応により微細なＡｌＮ粒が緻密に分散した表
層部（ＡｌＮリッチ層）が形成される。この焼鈍処理
は、水素濃度が２体積％以上のＮ2 −Ｈ2 混合ガスを雰
囲気とし、再結晶温度（約６００℃）〜８５０℃の温度
域で加熱することにより行われる。雰囲気を形成するＮ
2 −Ｈ2 混合ガスは、例えばＮＸガス(H2 :2vol%, CO:3
vol%, 残部:N2 ),ＤＸガス(H2 :10vol%, CO:10vol%, CO
2 :7vol%, 残部:N2 ) 等を適用することができる。
処理に付される。焼鈍処理において、鋼板は再結晶し、
また窒化反応により微細なＡｌＮ粒が緻密に分散した表
層部（ＡｌＮリッチ層）が形成される。この焼鈍処理
は、水素濃度が２体積％以上のＮ2 −Ｈ2 混合ガスを雰
囲気とし、再結晶温度（約６００℃）〜８５０℃の温度
域で加熱することにより行われる。雰囲気を形成するＮ
2 −Ｈ2 混合ガスは、例えばＮＸガス(H2 :2vol%, CO:3
vol%, 残部:N2 ),ＤＸガス(H2 :10vol%, CO:10vol%, CO
2 :7vol%, 残部:N2 ) 等を適用することができる。
【００１９】焼鈍処理の上限温度を８５０℃としている
のは、それ以上の高温度を必要としないだけでなく、高
温化に伴い結晶粒の成長粗大化が助長され、適正なフェ
ライト組織を確保することが困難となるからである。焼
鈍方式はバッチ焼鈍または連続焼鈍のいずれでもよい
が、比較的長い処理時間が与えられるバッチ焼鈍の場合
は、雰囲気温度を約６５０℃〜７２０℃とし、処理時間
の短い連続焼鈍の場合は、約７５０〜８５０℃に調節設
定するとよい。
のは、それ以上の高温度を必要としないだけでなく、高
温化に伴い結晶粒の成長粗大化が助長され、適正なフェ
ライト組織を確保することが困難となるからである。焼
鈍方式はバッチ焼鈍または連続焼鈍のいずれでもよい
が、比較的長い処理時間が与えられるバッチ焼鈍の場合
は、雰囲気温度を約６５０℃〜７２０℃とし、処理時間
の短い連続焼鈍の場合は、約７５０〜８５０℃に調節設
定するとよい。
【００２０】焼鈍雰囲気をＮ2 −Ｈ2 混合ガスとするの
は、還元作用による鋼板の金属光沢を確保し、かつ窒化
反応によるＡｌＮリッチ層を鋼板表層に形成するためで
ある。Ｈ2 濃度を２体積％以上に規定したのは、それよ
り低い濃度では、還元作用が十分でなく、金属光沢の確
保が困難となるからである。ただし、Ｈ2 濃度をあまり
高くすると、Ｎ2 濃度の相対的低下により、窒化反応効
率が低下するので、約９５体積％を上限とするのが適当
である。焼鈍処理をより効率的に達成するために、Ｎ2
−Ｈ2 混合ガスのＨ2 濃度: １０〜７５体積％、焼鈍雰
囲気の露点: −１０℃以下の条件で焼鈍処理するのが好
ましい。
は、還元作用による鋼板の金属光沢を確保し、かつ窒化
反応によるＡｌＮリッチ層を鋼板表層に形成するためで
ある。Ｈ2 濃度を２体積％以上に規定したのは、それよ
り低い濃度では、還元作用が十分でなく、金属光沢の確
保が困難となるからである。ただし、Ｈ2 濃度をあまり
高くすると、Ｎ2 濃度の相対的低下により、窒化反応効
率が低下するので、約９５体積％を上限とするのが適当
である。焼鈍処理をより効率的に達成するために、Ｎ2
−Ｈ2 混合ガスのＨ2 濃度: １０〜７５体積％、焼鈍雰
囲気の露点: −１０℃以下の条件で焼鈍処理するのが好
ましい。
【００２１】焼鈍処理過程で鋼板表層部に形成される微
細なＡｌＮ析出物（粒径: 約５０〜１００Å）は、前記
のようにパイプのブレージング熱処理過程で、フェライ
ト再結晶のピン止め効果となり鋼板表層に微細なフェラ
イト組織（FGS.NO: 約10以上）を形成せしめ、耐銅浸入
性を高める。この効果を十分なものとするために、Ａｌ
Ｎリッチ表層部の層厚は２０μｍ以上であることを要す
る。また、その層厚が１００μｍ以下であれば、鋼板の
加工性に実質的な悪影響を生じることはない。この表層
部の層厚は、焼鈍処理の雰囲気ガス組成，処理温度・時
間等により制御される。
細なＡｌＮ析出物（粒径: 約５０〜１００Å）は、前記
のようにパイプのブレージング熱処理過程で、フェライ
ト再結晶のピン止め効果となり鋼板表層に微細なフェラ
イト組織（FGS.NO: 約10以上）を形成せしめ、耐銅浸入
性を高める。この効果を十分なものとするために、Ａｌ
Ｎリッチ表層部の層厚は２０μｍ以上であることを要す
る。また、その層厚が１００μｍ以下であれば、鋼板の
加工性に実質的な悪影響を生じることはない。この表層
部の層厚は、焼鈍処理の雰囲気ガス組成，処理温度・時
間等により制御される。
【００２２】焼鈍処理された鋼板は、常法に従って、調
質圧延および連続電気めっき等による銅めっき（めっき
層厚: 例えば１〜５μｍ／片面当たり）を施されて二重
巻きパイプ用銅めっき鋼板に仕上げられる。得られた銅
めっき鋼板は、二重巻きパイプに成形加工されたうえ、
巻き重ね面間を融着するブレージング熱処理（処理温
度: 約１１００〜１１５０℃）に付される。
質圧延および連続電気めっき等による銅めっき（めっき
層厚: 例えば１〜５μｍ／片面当たり）を施されて二重
巻きパイプ用銅めっき鋼板に仕上げられる。得られた銅
めっき鋼板は、二重巻きパイプに成形加工されたうえ、
巻き重ね面間を融着するブレージング熱処理（処理温
度: 約１１００〜１１５０℃）に付される。
【００２３】ブレージング熱処理では、その初期段階で
素地鋼板の再結晶（約９００〜９５０℃）を生起し、パ
イプ温度が銅の融点以上（約１１００℃）に達すると、
銅めっき層の溶融による巻き重ね面間の融着結合が生じ
る。前述のように、この時点では既に素地鋼板の再結晶
を完了し、表層部は微細ＡｌＮ粒のピン止め効果により
極めて微細なフェライト組織（FGS.NO約10以上）が形成
されており、また素地鋼板中の固溶Ｂの一部はフェライ
ト結晶粒界に析出している。この表層組織の微細化およ
びＢの粒界析出の効果として、銅の粒界浸入およびそれ
に伴う粒界脆化を抑制防止しつつ、二重巻きパイプの巻
き重ね面の融着結合を達成する。
素地鋼板の再結晶（約９００〜９５０℃）を生起し、パ
イプ温度が銅の融点以上（約１１００℃）に達すると、
銅めっき層の溶融による巻き重ね面間の融着結合が生じ
る。前述のように、この時点では既に素地鋼板の再結晶
を完了し、表層部は微細ＡｌＮ粒のピン止め効果により
極めて微細なフェライト組織（FGS.NO約10以上）が形成
されており、また素地鋼板中の固溶Ｂの一部はフェライ
ト結晶粒界に析出している。この表層組織の微細化およ
びＢの粒界析出の効果として、銅の粒界浸入およびそれ
に伴う粒界脆化を抑制防止しつつ、二重巻きパイプの巻
き重ね面の融着結合を達成する。
【００２４】更に、ブレージング熱処理後の冷却過程で
は、前記のように、鋼中の固溶Ｂと固溶Ｎとの反応（Ｂ
Ｎ析出物の生成）を生じ、硬質化の原因となる固溶Ｎ量
が低減し、パイプの時効性の改善・延性の向上効果がも
たらされ、そのＢＮ析出物が、ＡｌＮ析出物と異なって
比較的大きいサイズであることも、素地鋼板の降伏点(
ＹＰ) の低下・延性の向上に有利に作用する。また、素
地鋼板の化学組成（Ｃ，Ａｌ，Ｎ，Ｂ量等）の規定の効
果として、ブレージング処理後の冷却過程でのフェライ
ト組織の針状化や粗粒化も抑制防止され、板厚中心部も
比較的微細なフェライト組織（FGS No. 約６以上）が与
えられる。これらの効果として、二重巻きパイプの拡管
加工やフレア加工等に要求される高度の加工性（伸び率
約２５％以上）が確保される。
は、前記のように、鋼中の固溶Ｂと固溶Ｎとの反応（Ｂ
Ｎ析出物の生成）を生じ、硬質化の原因となる固溶Ｎ量
が低減し、パイプの時効性の改善・延性の向上効果がも
たらされ、そのＢＮ析出物が、ＡｌＮ析出物と異なって
比較的大きいサイズであることも、素地鋼板の降伏点(
ＹＰ) の低下・延性の向上に有利に作用する。また、素
地鋼板の化学組成（Ｃ，Ａｌ，Ｎ，Ｂ量等）の規定の効
果として、ブレージング処理後の冷却過程でのフェライ
ト組織の針状化や粗粒化も抑制防止され、板厚中心部も
比較的微細なフェライト組織（FGS No. 約６以上）が与
えられる。これらの効果として、二重巻きパイプの拡管
加工やフレア加工等に要求される高度の加工性（伸び率
約２５％以上）が確保される。
【００２５】次に、二重巻きパイプの延性・加工性に及
ぼす素地鋼板の化学組成の影響について具体的に説明す
る。図１は二重巻きパイプの延性に及ぼす素地鋼板のＣ
含有量の影響を示している。供試鋼板およびパイプ（管
径: 4.76mm）の製造条件は下記のとおりである。 (1)素地鋼板の化学組成（wt %) C:0.01 〜0.12, Si:0.008, Mn:0.30. P:0.010, S:0.00
8, sol Al:0.040, N:0.0045, B:0.0015, Fe:Bal 。 (2)冷間圧延: 圧下率 85 ％，板厚: 0.335 mm。
ぼす素地鋼板の化学組成の影響について具体的に説明す
る。図１は二重巻きパイプの延性に及ぼす素地鋼板のＣ
含有量の影響を示している。供試鋼板およびパイプ（管
径: 4.76mm）の製造条件は下記のとおりである。 (1)素地鋼板の化学組成（wt %) C:0.01 〜0.12, Si:0.008, Mn:0.30. P:0.010, S:0.00
8, sol Al:0.040, N:0.0045, B:0.0015, Fe:Bal 。 (2)冷間圧延: 圧下率 85 ％，板厚: 0.335 mm。
【００２６】(3)焼鈍処理（バッチ焼鈍） 雰囲気: N 2 −30 vol% H 2 処理温度・時間: 670℃×10 hr (4)調質圧延: 圧下率 1％ (5)銅めっき: 連続電気めっき，層厚 4.5μｍ（片面当
り） (6)二重巻き成形後のセルフ・ブレージング処理 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×１min
り） (6)二重巻き成形後のセルフ・ブレージング処理 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×１min
【００２７】図１に示したように、二重巻きパイプは、
素地鋼板のＣ量０．０３〜０．０８％の範囲において、
伸び率２５％以上の高い延性を有している。Ｃ量０．０
３％未満の領域で延性が低いのは、鋼板のフェライト組
織が過度に粗大化したことによるものである。他方、Ｃ
量０．０８％を越える領域での延性低下は、鋼中の炭化
物（Fe3 C)の増量とそれに伴う過度の微細化，および針
状フェライト組織の生成に起因してパイプが硬質化した
ことによる。二重巻きパイプの拡管加工・フレア加工性
には、伸び率約２５％以上の延性が必要とされており、
図１は、その要求を充足するために、素地鋼板のＣ量を
０．０３〜０．０８％の範囲に調整する必要があること
を示している。
素地鋼板のＣ量０．０３〜０．０８％の範囲において、
伸び率２５％以上の高い延性を有している。Ｃ量０．０
３％未満の領域で延性が低いのは、鋼板のフェライト組
織が過度に粗大化したことによるものである。他方、Ｃ
量０．０８％を越える領域での延性低下は、鋼中の炭化
物（Fe3 C)の増量とそれに伴う過度の微細化，および針
状フェライト組織の生成に起因してパイプが硬質化した
ことによる。二重巻きパイプの拡管加工・フレア加工性
には、伸び率約２５％以上の延性が必要とされており、
図１は、その要求を充足するために、素地鋼板のＣ量を
０．０３〜０．０８％の範囲に調整する必要があること
を示している。
【００２８】図２は、素地鋼板のＡｌ量, Ｎ量と二重巻
きパイプの伸び値の関係を示している。供試鋼板および
パイプ（管径:4.76 mm）の製造条件は次のとおりであ
る。 (1)素地鋼板の化学組成(wt%) C:0.06, Si:0.009, Mn:0.45. P:0.013, S:0.008, sol A
l:0.010 〜0.090, N:0.0010〜0.0090, B:0.0016, Fe:Ba
l (2)冷間圧延: 圧下率 83 ％，板厚: 0.335 mm
きパイプの伸び値の関係を示している。供試鋼板および
パイプ（管径:4.76 mm）の製造条件は次のとおりであ
る。 (1)素地鋼板の化学組成(wt%) C:0.06, Si:0.009, Mn:0.45. P:0.013, S:0.008, sol A
l:0.010 〜0.090, N:0.0010〜0.0090, B:0.0016, Fe:Ba
l (2)冷間圧延: 圧下率 83 ％，板厚: 0.335 mm
【００２９】(3)焼鈍処理（バッチ焼鈍） 雰囲気:N2 -12 vol% H 2混合ガス 処理温度・時間: 650 ℃×15hr (4)調質圧延: 圧下率 1％ (5)銅めっき: 連続電気めっき, 層厚 3.0μｍ（片面当
たり） (6)二重巻き成形後のセルフ・ブレージング処理 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×１min
たり） (6)二重巻き成形後のセルフ・ブレージング処理 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×１min
【００３０】図２中の各記号は下記のとおりである。 ○…伸び率 25 ％以上 △…AlN の過剰析出により、伸び率 25 ％未満 ×…AlN の析出不足（フェライト粒粗大化）により、伸
び率 25 ％未満 この図は、二重巻きパイプの拡管加工・フレア加工に要
求される延性（伸び率約２５％以上）を満たすために
は、Ａｌ量: ０．０３〜０．０８％、Ｎ量: ０．００３
〜０．００８％の範囲に調整すべきことを示している。
び率 25 ％未満 この図は、二重巻きパイプの拡管加工・フレア加工に要
求される延性（伸び率約２５％以上）を満たすために
は、Ａｌ量: ０．０３〜０．０８％、Ｎ量: ０．００３
〜０．００８％の範囲に調整すべきことを示している。
【００３１】図３は、素地鋼板のＢ含有量と二重巻きパ
イプ（管径: 4.76mm）の伸び値との関係、図４は、素地
鋼板のＢ含有量とパイプのフェライト結晶粒度番号（FG
S.NO) との関係を示し、図５は、素地鋼板のＢ含有量と
パイプ素地鋼内の銅浸入深さの関係を示している。これ
らの供試鋼板および二重巻きパイプ（管径:4.76 mm)の
製造条件は次のとおりである。 (1)素地鋼板の化学組成(wt%) C:0.07, Si:0.010, Mn:0.50. P:0.018, S:0.005, sol A
l:0.050, N: 0.0050,B:0.0004〜0.0040, Fe:Bal (2)冷間圧延: 圧下率 89 ％，板厚: 0.335 mm
イプ（管径: 4.76mm）の伸び値との関係、図４は、素地
鋼板のＢ含有量とパイプのフェライト結晶粒度番号（FG
S.NO) との関係を示し、図５は、素地鋼板のＢ含有量と
パイプ素地鋼内の銅浸入深さの関係を示している。これ
らの供試鋼板および二重巻きパイプ（管径:4.76 mm)の
製造条件は次のとおりである。 (1)素地鋼板の化学組成(wt%) C:0.07, Si:0.010, Mn:0.50. P:0.018, S:0.005, sol A
l:0.050, N: 0.0050,B:0.0004〜0.0040, Fe:Bal (2)冷間圧延: 圧下率 89 ％，板厚: 0.335 mm
【００３２】(3)焼鈍処理（バッチ焼鈍） 雰囲気:N2 -75 vol% H 2混合ガス 処理温度・時間: 660 ℃×12hr (4)調質圧延: 圧下率 1％ (5)銅めっき: 連続電気めっき, 層厚 4.0μｍ（片面当
たり） (6)二重巻き成形後のセルフ・ブレージング処理 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×１min
たり） (6)二重巻き成形後のセルフ・ブレージング処理 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×１min
【００３３】図３に示したように、二重巻きパイプは、
素地鋼板のＢ量が０．０００８〜０．００２％の範囲に
おいて、伸び率２５％以上の高い延性を有している。ま
た、図４は、素地鋼板のＢ量の増加と共に、フェライト
組織が細粒化することを示している。Ｂ量が０．０００
８％未満では、ファライト粒度番号（FGS.NO）が6.0 以
下の粗粒組織となり、これは粒界強度の不足をきたし、
溶融銅の粒界浸入を充分に抑制防止することができなく
なる。他方、Ｂ量が０．００２％を超えると、FGS.N0
8.5以上と過度に微細化し、また前記のようにブレージ
ング熱処理後の冷却過程でフェライト組織の針状化をき
たすことになる。
素地鋼板のＢ量が０．０００８〜０．００２％の範囲に
おいて、伸び率２５％以上の高い延性を有している。ま
た、図４は、素地鋼板のＢ量の増加と共に、フェライト
組織が細粒化することを示している。Ｂ量が０．０００
８％未満では、ファライト粒度番号（FGS.NO）が6.0 以
下の粗粒組織となり、これは粒界強度の不足をきたし、
溶融銅の粒界浸入を充分に抑制防止することができなく
なる。他方、Ｂ量が０．００２％を超えると、FGS.N0
8.5以上と過度に微細化し、また前記のようにブレージ
ング熱処理後の冷却過程でフェライト組織の針状化をき
たすことになる。
【００３４】更に、図５に示したように、Ｂの添加効果
として、パイプの素地鋼への銅の浸入深さは小さくな
る。銅浸入深さが約２０μｍを超えると、粒界の脆化に
起因する延性不足等の実害が生じる。Ｂ量を０．０００
８％以上とすることにより、銅の浸入深さを２０μｍ以
下に抑え、粒界脆化とそれによるパイプ延性の低下を防
止することが可能となる。このように、図３〜図５は、
Ｂの添加効果としてフェライト結晶粒の粗大化とそれに
伴う溶融銅の浸入・粒界脆化、およびフェライト組織の
過度の微細化防止の効果を得るためには、Ｂ量を０．０
００８％〜０．００２％の範囲に調整すべきことを示し
ている。
として、パイプの素地鋼への銅の浸入深さは小さくな
る。銅浸入深さが約２０μｍを超えると、粒界の脆化に
起因する延性不足等の実害が生じる。Ｂ量を０．０００
８％以上とすることにより、銅の浸入深さを２０μｍ以
下に抑え、粒界脆化とそれによるパイプ延性の低下を防
止することが可能となる。このように、図３〜図５は、
Ｂの添加効果としてフェライト結晶粒の粗大化とそれに
伴う溶融銅の浸入・粒界脆化、およびフェライト組織の
過度の微細化防止の効果を得るためには、Ｂ量を０．０
００８％〜０．００２％の範囲に調整すべきことを示し
ている。
【００３５】図６は、本発明の銅めっき鋼板のフープ
（二重巻き成形加工前の所要板幅に裁断した平板材）、
図７は、そのフープを使用して造管された二重巻きパイ
プ（ブレージング熱処理済み）について、それぞれのフ
ェライト組織を示している（いずれも、倍率×１０
０）。供試材の製造条件は次のとおりである。 (1)素地鋼板の化学組成（wt%) C:0.04, Si:0.007, Mn:0.25. P:0.012, S:0.007, sol A
l:0.035, N: 0.0035,B:0.0016, Fe:Bal (2)冷間圧延: 圧下率: 80％, 板厚: 0.335 mm
（二重巻き成形加工前の所要板幅に裁断した平板材）、
図７は、そのフープを使用して造管された二重巻きパイ
プ（ブレージング熱処理済み）について、それぞれのフ
ェライト組織を示している（いずれも、倍率×１０
０）。供試材の製造条件は次のとおりである。 (1)素地鋼板の化学組成（wt%) C:0.04, Si:0.007, Mn:0.25. P:0.012, S:0.007, sol A
l:0.035, N: 0.0035,B:0.0016, Fe:Bal (2)冷間圧延: 圧下率: 80％, 板厚: 0.335 mm
【００３６】(3)焼鈍処理（バッチ焼鈍） 雰囲気ガス:N2 -15 vol% H 2混合ガス 処理温度・時間: 660 ℃×12hr (4)調質圧延: 圧下率 1 ％ (5)銅めっき: 連続電気めっき, 層厚 2.5μｍ（片面当
たり） (6)二重巻き成形加工後のセルフ・ブレージング処理 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×1 min
たり） (6)二重巻き成形加工後のセルフ・ブレージング処理 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×1 min
【００３７】図６（二重巻き成形加工前のフープ）は、
鋼板の表層から内部の断面全体にわたってパンケーキ状
のフェライト組織を呈している。そのフェライト結晶粒
度（FGS.NO）は８．３である。他方、図７（二重巻きパ
イプのブレージング処理後）にける鋼板表層部のフェラ
イト組織は、板厚中心部に比し著しく細粒化している。
その表層部の層厚は約５０μｍであり、結晶粒度FGS.NO
は１０〜１２である。この表層部の微細化は、前記のよ
うに銅めっき層の溶融に先行して生起し、溶融銅の粒界
侵入を抑制防止に奏効する。
鋼板の表層から内部の断面全体にわたってパンケーキ状
のフェライト組織を呈している。そのフェライト結晶粒
度（FGS.NO）は８．３である。他方、図７（二重巻きパ
イプのブレージング処理後）にける鋼板表層部のフェラ
イト組織は、板厚中心部に比し著しく細粒化している。
その表層部の層厚は約５０μｍであり、結晶粒度FGS.NO
は１０〜１２である。この表層部の微細化は、前記のよ
うに銅めっき層の溶融に先行して生起し、溶融銅の粒界
侵入を抑制防止に奏効する。
【００３８】
【実施例】〔１〕供試材の製造 転炉および脱ガス処理装置により溶製・成分調整を行っ
た溶鋼を連続鋳造に付してスラブとし、熱間圧延→熱延
板の酸洗処理→冷間圧延→冷延板の電解清浄処理→焼鈍
処理→調質圧延→銅めっき→二重巻き成形加工・ブレー
ジング処理の工程を経由して二重巻きパイプ（管径４．
７６mm）を得る。 (1)鋼組成: 表１，表２参照 No.1〜14は発明例、No.51 〜66はいずれかの元素の含有
量（表中，下線付記）が本発明の規定から外れている比
較例である。 (2)熱間圧延 加熱温度: 1200℃、熱延仕上げ温度: 895 ℃、熱延巻取
り温度: 500 ℃ (3)冷間圧延 圧下率: 85％、冷延板板厚: 0.335 mm
た溶鋼を連続鋳造に付してスラブとし、熱間圧延→熱延
板の酸洗処理→冷間圧延→冷延板の電解清浄処理→焼鈍
処理→調質圧延→銅めっき→二重巻き成形加工・ブレー
ジング処理の工程を経由して二重巻きパイプ（管径４．
７６mm）を得る。 (1)鋼組成: 表１，表２参照 No.1〜14は発明例、No.51 〜66はいずれかの元素の含有
量（表中，下線付記）が本発明の規定から外れている比
較例である。 (2)熱間圧延 加熱温度: 1200℃、熱延仕上げ温度: 895 ℃、熱延巻取
り温度: 500 ℃ (3)冷間圧延 圧下率: 85％、冷延板板厚: 0.335 mm
【００３９】(4)焼鈍処理（バッチ焼鈍） 雰囲気: Ｎ2 −Ｈ2 混合ガス（Ｈ2 濃度 2〜75 vol%) 処理温度: 650 〜700 ℃, 処理時間: 8 〜15 hr (5)調質圧延: 圧下率１％ (6)銅めっき（連続電気めっき）: めっき層厚 3.0μｍ
（片側当たり） (7)二重巻き成形加工 ・成形加工法: ロール造管（フープ幅 27.5 mm） ・セルフ・ブレージング処理: 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×1 min
（片側当たり） (7)二重巻き成形加工 ・成形加工法: ロール造管（フープ幅 27.5 mm） ・セルフ・ブレージング処理: 雰囲気: DXガス（10vol% H2 -10vol% CO- 6vol% CO2 -N
2,露点:+ 5℃) 処理温度・時間: 1130℃×1 min
【００４０】〔２〕パイプの特性評価 (a)引張試験:JIS Z 2241 （11号試験片使用) による。 (b)フェライト粒度:パイプの断面を5 ％ナイタールで腐
食し、切断法(JIS G 0552)により粒度番号(FGS.NO)を判
定（倍率: ×200 ）。 (c)銅の侵入深さ:パイプの断面を5 ％ナイタールで腐食
した後、ＸＭＡ分析装置により、銅の溶着部（倍率: ×
500 ）のＣｕ特性Ｘ線像を撮影して浸入深さ（μｍ）を
測定。
食し、切断法(JIS G 0552)により粒度番号(FGS.NO)を判
定（倍率: ×200 ）。 (c)銅の侵入深さ:パイプの断面を5 ％ナイタールで腐食
した後、ＸＭＡ分析装置により、銅の溶着部（倍率: ×
500 ）のＣｕ特性Ｘ線像を撮影して浸入深さ（μｍ）を
測定。
【００４１】表１および表２に、素地鋼板の化学組成，
銅めっき鋼板および二重巻きパイプの製造条件と併せて
製品パイプの試験結果を示す。発明例No.1〜14のパイプ
は、拡管加工やフレア加工に必要とされる２５％以上の
伸び率を有している。また、その表層部（層厚約20〜10
0 μｍ）のフェライト組織は、FGS.NO 10 〜12と著しく
微細である。この表層部組織の微細化とＢ添加効果とに
より、銅の浸入深さは約１〜５μｍと著しく小さい。肉
厚中心部もFGS.NOが約７〜８の比較的微細なフェライト
組織を有している。このように銅の侵入が抑制され、か
つ肉厚全体にわたり適正な粒度のフェライト組織を有し
ているので、拡管加工やフレア加工における加工性も良
好である。
銅めっき鋼板および二重巻きパイプの製造条件と併せて
製品パイプの試験結果を示す。発明例No.1〜14のパイプ
は、拡管加工やフレア加工に必要とされる２５％以上の
伸び率を有している。また、その表層部（層厚約20〜10
0 μｍ）のフェライト組織は、FGS.NO 10 〜12と著しく
微細である。この表層部組織の微細化とＢ添加効果とに
より、銅の浸入深さは約１〜５μｍと著しく小さい。肉
厚中心部もFGS.NOが約７〜８の比較的微細なフェライト
組織を有している。このように銅の侵入が抑制され、か
つ肉厚全体にわたり適正な粒度のフェライト組織を有し
ているので、拡管加工やフレア加工における加工性も良
好である。
【００４２】他方、比較例No.51 〜66において、No.51
およびNo.52 のパイプの延性が低いのは、鋼板のＣ量の
不足のため、フェライト粒が粗大化し、銅の侵入深さが
大きく、粒界の脆化が生じたことによる。No.53 および
No.54 のパイプの延性が劣るのは、素地鋼板のＣ量が多
すぎるため、鋼中の炭化物（Fe3 C)量の過剰析出、フェ
ライト粒の過度の微細化、および針状のフェライト組織
の生成等による硬質化をきたしたことによる。No.55 と
No.56 （素地鋼板AL量不足）およびNo.59 とNo.60 （素
地鋼板Ｎ量不足）のパイプの延性が劣るのは、Ａｌ，Ｎ
量が少なく、ＡｌＮの析出量が不足してフェライト粒が
粗大化し、このため銅の侵入深さが大きくなり、粒界が
脆化したからである。
およびNo.52 のパイプの延性が低いのは、鋼板のＣ量の
不足のため、フェライト粒が粗大化し、銅の侵入深さが
大きく、粒界の脆化が生じたことによる。No.53 および
No.54 のパイプの延性が劣るのは、素地鋼板のＣ量が多
すぎるため、鋼中の炭化物（Fe3 C)量の過剰析出、フェ
ライト粒の過度の微細化、および針状のフェライト組織
の生成等による硬質化をきたしたことによる。No.55 と
No.56 （素地鋼板AL量不足）およびNo.59 とNo.60 （素
地鋼板Ｎ量不足）のパイプの延性が劣るのは、Ａｌ，Ｎ
量が少なく、ＡｌＮの析出量が不足してフェライト粒が
粗大化し、このため銅の侵入深さが大きくなり、粒界が
脆化したからである。
【００４３】また、No.57 とNo.58 （素地鋼板AL量過
剰）およびNo.61 とNo.62 （素地鋼板Ｎ量過剰）のパイ
プの延性が劣るのは、Ａｌ，Ｎ量が過剰であるために、
ＡｌＮの過剰析出とフェライト粒の過度の細粒化をきた
したことによる。No.63 およびNo.64 （素地鋼板 B量不
足）のパイプ延性が低いのは、素地鋼板のＢ量不足によ
り、フェライト粒が粗大化し、溶融銅の浸入深さが大き
くなり、粒界の脆化が生じたことによる。No.65 とNo.6
6 （素地鋼板 B量過剰）のパイプ延性が劣るのは、素地
鋼板のＢ量が過剰であることにより、固溶Ｂ量が過剰析
出して、フェライト結晶粒が過度に微細化したこと、お
よび針状フェライト組織が形成されて硬質化しているの
である。
剰）およびNo.61 とNo.62 （素地鋼板Ｎ量過剰）のパイ
プの延性が劣るのは、Ａｌ，Ｎ量が過剰であるために、
ＡｌＮの過剰析出とフェライト粒の過度の細粒化をきた
したことによる。No.63 およびNo.64 （素地鋼板 B量不
足）のパイプ延性が低いのは、素地鋼板のＢ量不足によ
り、フェライト粒が粗大化し、溶融銅の浸入深さが大き
くなり、粒界の脆化が生じたことによる。No.65 とNo.6
6 （素地鋼板 B量過剰）のパイプ延性が劣るのは、素地
鋼板のＢ量が過剰であることにより、固溶Ｂ量が過剰析
出して、フェライト結晶粒が過度に微細化したこと、お
よび針状フェライト組織が形成されて硬質化しているの
である。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【発明の効果】本発明の二重巻きパイプ用銅めっき鋼板
は、セルフ・ブレージング処理における耐銅浸入性が高
く、銅の侵入およびそれに起因する粒界脆化を抑制防止
し、またブレージング処理後のフェライト組織の粗大化
や針状化とそれに付随するパイプの硬質化も抑制防止さ
れる。従って得られる二重巻きパイプは、高い延性を有
し、拡管加工やフレア加工等における加工割れが抑制防
止され、製造歩留りの向上，パイプ加工工程の簡素化な
どの合理化・低コスト化を可能とすると共に、パイプ品
質の向上安定化等の効果をもたらす。またパイプの加工
形状の複雑化への対応が可能となり、二重巻きパイプの
用途の拡大・多様化を可能とするものである。
は、セルフ・ブレージング処理における耐銅浸入性が高
く、銅の侵入およびそれに起因する粒界脆化を抑制防止
し、またブレージング処理後のフェライト組織の粗大化
や針状化とそれに付随するパイプの硬質化も抑制防止さ
れる。従って得られる二重巻きパイプは、高い延性を有
し、拡管加工やフレア加工等における加工割れが抑制防
止され、製造歩留りの向上，パイプ加工工程の簡素化な
どの合理化・低コスト化を可能とすると共に、パイプ品
質の向上安定化等の効果をもたらす。またパイプの加工
形状の複雑化への対応が可能となり、二重巻きパイプの
用途の拡大・多様化を可能とするものである。
【図１】二重巻きパイプの伸び値と素地鋼板のＣ量との
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図２】二重巻きパイプの伸び値と素地鋼板のAl,N量と
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
【図３】二重巻きパイプの伸び値と素地鋼板のＢ量との
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図４】二重巻きパイプの素地鋼板のフェライト粒度番
号（FGS.NO）とＢ量との関係を示すグラフである。
号（FGS.NO）とＢ量との関係を示すグラフである。
【図５】二重巻きパイプの素地鋼への銅の浸入深さと素
地鋼板のＢ量との関係を示すグラフである。
地鋼板のＢ量との関係を示すグラフである。
【図６】二重巻きパイプ成形加工前の銅めっき鋼板フー
プのフェライト組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×
１００）である。
プのフェライト組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×
１００）である。
【図７】二重巻きパイプにおける素地鋼板のフェライト
組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×１００）であ
る。
組織を示す図面代用顕微鏡写真（倍率×１００）であ
る。
【図８】二重巻きパイプを示す模式的断面図である。
１: 素地鋼板 ２: 銅めっき層 ３: 銅の融着層
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で，Ｃ : ０．０３〜０．０８
％，Ｓｉ: ０．１％以下，Ｍｎ: ０．０５〜０．５％，
Ｐ : ０．０２０％以下，Ｓ : ０．０１５％以下，so
l.Ａｌ: ０．０３〜０．０８％，Ｎ : ０．００３〜
０．００８％，Ｂ : ０．０００８〜０．００２％，残
部は実質的にＦｅからなり、微細なＡｌＮ析出物が分散
した層厚２０〜１００μｍの表層を有する素地鋼板に銅
めっきを施されていることを特徴とする耐銅浸入性およ
び加工性等にすぐれた二重巻きパイプ用銅めっき鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ : ０．０３〜０．０８％，Ｓｉ: ０．１％以下，Ｍ
ｎ: ０．０５〜０．５％，Ｐ : ０．０２０％以下，Ｓ
: ０．０１５％以下，sol.Ａｌ: ０．０３〜０．０８
％，Ｎ : ０．００３〜０．００８％，Ｂ : ０．００
０８〜０．００２％，残部は実質的にＦｅからなるスラ
ブを熱間圧延し、圧下率４０〜９０％で冷間圧延した
後、冷延鋼板を、水素濃度２vol ％以上のＮ2 −Ｈ2 混
合ガス中、再結晶温度〜８５０℃の温度域で焼鈍処理
し、ついで該鋼板に銅めっきを施すことを特徴とする請
求項１に記載の耐銅浸入性および加工性等にすぐれた二
重巻きパイプ用銅めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03076598A JP3720185B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐銅浸入性および加工性等にすぐれた二重巻きパイプ用銅めっき鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03076598A JP3720185B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐銅浸入性および加工性等にすぐれた二重巻きパイプ用銅めっき鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11229084A true JPH11229084A (ja) | 1999-08-24 |
| JP3720185B2 JP3720185B2 (ja) | 2005-11-24 |
Family
ID=12312792
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03076598A Expired - Lifetime JP3720185B2 (ja) | 1998-02-13 | 1998-02-13 | 耐銅浸入性および加工性等にすぐれた二重巻きパイプ用銅めっき鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3720185B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006527660A (ja) * | 2003-06-18 | 2006-12-07 | ヒル・アンド・ミユラー・ゲゼルシヤフト・ミツト・ベシユレンクテル・ハフツング | 二重壁金属管、金属帯および細片、および金属細片の被覆方法 |
| WO2008134958A1 (fr) * | 2007-05-03 | 2008-11-13 | Fujian Jingtai Pipe Industry Co., Ltd. | Procédé de dépôt métallique de cuivre pour élément tubulaire en acier |
| JP2009203506A (ja) * | 2008-02-27 | 2009-09-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 二重巻きパイプ用高強度銅めっき鋼板及びその製造方法 |
| WO2018030974A2 (en) | 2016-08-08 | 2018-02-15 | Net Boru Sanayi Ve Dis Ticaret Kollektif Sirketi Bora Saman Ve Ortagi | A washing assembly for sheet metals for producing double- layered copper-coated pipes |
| WO2018030972A2 (en) | 2016-08-08 | 2018-02-15 | Net Boru Sanayi Ve Dis Ticaret Kollektif Sirketi Bora Saman Ve Ortagi | A metal coating device and method for production of double-layered and copper coated pipe |
| EP3395983A4 (en) * | 2015-12-22 | 2018-12-19 | Posco | Cold rolled steel sheet for continuous type self-brazing and manufacturing method therefor |
| EP3670683A1 (en) * | 2018-12-19 | 2020-06-24 | LG Electronics Inc. | Copper-alloy stainless pipe, air conditioner including the same, and method of manufacturing the same |
-
1998
- 1998-02-13 JP JP03076598A patent/JP3720185B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006527660A (ja) * | 2003-06-18 | 2006-12-07 | ヒル・アンド・ミユラー・ゲゼルシヤフト・ミツト・ベシユレンクテル・ハフツング | 二重壁金属管、金属帯および細片、および金属細片の被覆方法 |
| WO2008134958A1 (fr) * | 2007-05-03 | 2008-11-13 | Fujian Jingtai Pipe Industry Co., Ltd. | Procédé de dépôt métallique de cuivre pour élément tubulaire en acier |
| CN100503898C (zh) | 2007-05-03 | 2009-06-24 | 福建省京泰管业有限公司 | 一种钢衬铜管制造方法 |
| JP2009203506A (ja) * | 2008-02-27 | 2009-09-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 二重巻きパイプ用高強度銅めっき鋼板及びその製造方法 |
| EP3395983A4 (en) * | 2015-12-22 | 2018-12-19 | Posco | Cold rolled steel sheet for continuous type self-brazing and manufacturing method therefor |
| JP2019504206A (ja) * | 2015-12-22 | 2019-02-14 | ポスコＰｏｓｃｏ | 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 |
| WO2018030974A2 (en) | 2016-08-08 | 2018-02-15 | Net Boru Sanayi Ve Dis Ticaret Kollektif Sirketi Bora Saman Ve Ortagi | A washing assembly for sheet metals for producing double- layered copper-coated pipes |
| WO2018030972A2 (en) | 2016-08-08 | 2018-02-15 | Net Boru Sanayi Ve Dis Ticaret Kollektif Sirketi Bora Saman Ve Ortagi | A metal coating device and method for production of double-layered and copper coated pipe |
| US10954599B2 (en) | 2016-08-08 | 2021-03-23 | Net Boru Sanayi Ve Dis Ticaret Kollektif Sirketi Bora Saman Ve Ortagi | Washing assembly for sheet metals for producing double-layered copper-coated pipes |
| US10961636B2 (en) | 2016-08-08 | 2021-03-30 | Net Boru Sanayi Ve Dis Ticaret Kollektif Sirketi Bora Saman Ve Ortagi | Metal coating device and method for production of double-layered and copper coated pipe |
| EP3670683A1 (en) * | 2018-12-19 | 2020-06-24 | LG Electronics Inc. | Copper-alloy stainless pipe, air conditioner including the same, and method of manufacturing the same |
| US11834735B2 (en) | 2018-12-19 | 2023-12-05 | Lg Electronics Inc. | Copper-alloy stainless pipe, air conditioner including the same, and method of manufacturing the same |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3720185B2 (ja) | 2005-11-24 |
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