JPWO2006051777A1 - カラー陰極線管用磁気シールド鋼板 - Google Patents
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Abstract
スクラップ由来の不純物元素を含有しても高透磁率を安定して示す磁気シールド冷延鋼板は、質量%で、C:0.002〜0.01%、Si:0.5%以下、Mn:2.0%以下、P:0.4%以下、S:0.001〜0.1%、Al:0.001〜2%、N:0.01%以下、Ti:0.01%以下、V:0.01%以下、Nb:0.01%以下、Cu:0.4%以下、Sn:0.2%以下、Ni:0.1%以下、Cr:0.1%以下、Mo:0.1%以下、B:0.001%以下の鋼組成を有し、かつ介在物が(1)MnO/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.5、(2)Al2O3/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.1、および(3)鋼中介在物総量≦0.01質量%を満たす。冷間圧延組織を有する鋼板では結晶粒の平均扁平率が0.15〜0.5の範囲内であり、焼鈍組織を有する鋼板では平均結晶粒径が15〜40μmである。
Description
本発明は、カラー陰極線管用磁気シールド鋼板に関する。より詳しくは、本発明は、製鋼原料の一部にスクラップを使用した場合にも高透磁率を安定して確保することができる、フルハードタイプまたは焼鈍軟質タイプの磁気シールド冷延鋼板に関する。
カラー陰極線管の基本構成は、電子ビームを発生する電子銃と電子ビームを映像に変える蛍光面とから成る。その内部の側面は、電子ビームが地磁気の作用により偏向するのを防ぐ磁気シールド(磁気シールド部材)により覆われている。この陰極線管内に配置された磁気シールドは、インナー磁気シールドまたは単にインナーシールドと称される。さらに外部磁気シールド(アウターシールドとも呼ばれる)を陰極線管の外部に設置する場合もある。本発明では、これらの内部磁気シールドおよび外部磁気シールドを総称して磁気シールドという。
磁気シールドの素材は、一般に厚み0.1〜0.4mmの極薄鋼板である。電機メーカーの工場で、この素材鋼板をプレス成形した後、500℃〜650℃の温度で黒化処理と呼ばれる熱処理を施して、鋼板表面にFe3O4からなる酸化膜を形成した後、陰極線管に組み込む。黒化処理は、錆び防止、熱放射率の向上、電子乱反射の防止などの目的で行われる。
近年、家庭用TVは、画面の大型化、ワイド化、および平面化が進んでいる。その結果、電子銃から発生した電子線は、走行距離および走査距離が大きくなったため、地磁気による影響を受けやすくなっている。即ち、地磁気により偏向した電子線の蛍光面到達地点の、地磁気がない場合に本来到達すべき地点からのずれ(地磁気ドリフトと称される)が大きくなっている。そのため、磁気シールドには、この地磁気ドリフトの制御が要望されている。また、パーソナルコンピュータ等のモニタ用の陰極線管では、より高精細の静止画が求められるため、地磁気ドリフトによる色ずれは極力抑制しなければならない。
このような理由から、地磁気ドリフトによる色ずれを効果的に防止できる、高性能の磁気シールド性を有する磁気シールド鋼板が強く求められている。このような高磁気特性の鋼板を製造するため、従来は、製鋼段階で高精度の成分調整を行っていた。しかし、近年の環境問題に対する社会の要請から資源の有効利用を推進していくことが求められ、製鋼におけるスクラップ鉄の使用量の増加が見込まれている。そうなると、鋼中のトラップエレメント(混入元素)とも呼ばれる不純物元素の量や種類が必然的に増大する。従って、高性能磁気シールド素材となる高透磁率の鋼の製造は困難になりつつある。
この問題に関して、特開平11−92886号公報(以下、特許文献1という)には、スクラップ鉄からトラップエレメントとして混入しうる元素の割合を一定以下に抑えた上で、さらに介在物と呼ばれる鋼中酸化物の中で全介在物に対するAl2O3の質量比を0.1以上にすることが提案されている。同様の提案は特開2002−180214号公報(以下、特許文献2という)にも見られる。
しかし、上記特許文献1および2では、鋼中のAl2O3以外の介在物の影響や全介在物の量についての検討がされておらず、そこに記載の内容のみでは安定して優れた磁気特性を持つ鋼板を必ず得ることは難しい。そのため、鋼組成が同じであっても、必ずしも高透磁率の鋼板とならず、製品の歩留まり及び生産性が低くなる。
磁気シールドには、その形状、設置場所、用途などに応じて、加工性に優れた軟質タイプの鋼板と強度に優れた硬質タイプの鋼板が使い分けられている。例えば、大画面の陰極線管の磁気シールドのように製造工程の面から剛性が必要とされる場合には通常は硬質タイプの鋼板が使用される。一方、リブ加工などの加工が必要な場合には通常は軟質タイプの鋼板が使用される。しかし、上記特許文献1、2には、焼鈍したまま、あるいはその後に軽微の調質圧延を施した軟質タイプの鋼板が記載されているだけであり、焼鈍後に冷間圧延を行って強度を高めたフルハードタイプの鋼板に関する検討はなされていない。
本発明は、スクラップ鉄の多量消費という時代要請に応え、不純物元素の量や種類が増えても高透磁率を安定して示すことができる磁気シールド冷延鋼板を提供するものである。
本発明はまた、冷間圧延組織を有するフルハードタイプの鋼板と焼鈍組織を有する軟質タイプの鋼板の各タイプごとに高透磁率となる条件を定めることにより、いずれのタイプについても良好な磁気特性を示す磁気シールド冷延鋼板を提供する。
本発明に係る磁気シールド冷延鋼板は、質量%で、C:0.002〜0.01%、Si:0.5%以下、Mn:2.0%以下、P:0.4%以下、S:0.001〜0.1%、Al:0.001〜2%、N:0.01%以下、および場合により、Ti:0.01%以下、V:0.01%以下、Nb:0.01%以下、Cu:0.4%以下、Sn:0.2%以下、Ni:0.1%以下、Cr:0.1%以下、Mo:0.1%以下、およびB:0.001%以下から選ばれた1種または2種以上を含有する鋼組成を有し、かつ介在物が下記の式(1)〜(3)を満たす:
MnO/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.5・・・・・(1)、
Al2O3/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.1・・・・・(2)、
鋼中の介在物総量≦0.01質量%・・・・・(3)。
MnO/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.5・・・・・(1)、
Al2O3/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.1・・・・・(2)、
鋼中の介在物総量≦0.01質量%・・・・・(3)。
鋼組成の残部はFeおよび不純物である。
鋼板が高透磁率を示すためには、上記の鋼組成および介在物の条件に加えて、結晶粒が下記の条件を満たすことが必要となる。
(A)冷間圧延組織を有するフルハードタイプの鋼板の場合:
結晶粒の平均扁平率が0.15〜0.5である。ここで、結晶粒の平均扁平率とは、鋼板の圧延方向における板厚断面を光学顕微鏡で観察することにより求めた、鋼板の圧延方向で測定された結晶粒の平均長さL1に対する圧延方向に垂直の方向(板厚方向)で測定された結晶粒の平均長さL2の比(L2/L1)であると定義される。
(B)焼鈍組織を有する軟質タイプの鋼板の場合:
結晶粒の平均結晶粒径が15〜40μmである。
鋼板が高透磁率を示すためには、上記の鋼組成および介在物の条件に加えて、結晶粒が下記の条件を満たすことが必要となる。
(A)冷間圧延組織を有するフルハードタイプの鋼板の場合:
結晶粒の平均扁平率が0.15〜0.5である。ここで、結晶粒の平均扁平率とは、鋼板の圧延方向における板厚断面を光学顕微鏡で観察することにより求めた、鋼板の圧延方向で測定された結晶粒の平均長さL1に対する圧延方向に垂直の方向(板厚方向)で測定された結晶粒の平均長さL2の比(L2/L1)であると定義される。
(B)焼鈍組織を有する軟質タイプの鋼板の場合:
結晶粒の平均結晶粒径が15〜40μmである。
本発明によれば、製鋼時のスクラップ鉄の混入により多様なトラップエレメントを含有する鋼板でも透磁率が高い磁気特性に優れた磁気シールド冷延鋼板を安定して確実に提供することができる。また、本発明では、フルハードタイプの高強度の鋼板と加工性に優れた軟質タイプの鋼板のいずれについても高透磁率の冷延鋼板を得ることができるので、そのシールドの用途、形状、設置場所などに応じて適切な種類の冷延鋼板を用いて磁気シールドを作製することが可能となる。
本発明の磁気シールド冷延鋼板は、インナー磁気シールド、すなわち、カラー陰極線管の内部にあって電子線の通過方向に対し側面から覆うように配置される磁気シールドに適しているが、アウター磁気シールドにも適用可能である。
(1)鋼組成
本発明の磁気シールド鋼板は、原料の一部として多量のスクラップを使用して製造される鋼板を想定しているので、以下に示すように、スクラップから鋼中に混入しうる可能性のある不純物元素の含有量も規定している。以下の説明において、鋼組成に関する%は、特に指定しない限り、すべて質量%である。
本発明の磁気シールド鋼板は、原料の一部として多量のスクラップを使用して製造される鋼板を想定しているので、以下に示すように、スクラップから鋼中に混入しうる可能性のある不純物元素の含有量も規定している。以下の説明において、鋼組成に関する%は、特に指定しない限り、すべて質量%である。
C量:0.002%〜0.01%、好ましくは0.002〜0.005%
Cは、0.01%より増えると、冷延鋼板の製造工程で冷間圧延の後に行われる焼鈍工程において結晶粒の成長を阻害するため、鋼板の磁気特性が低下する。一方、C量を0.002%未満まで極度に低下させようとすると鋼板の生産性が悪くなる。
Cは、0.01%より増えると、冷延鋼板の製造工程で冷間圧延の後に行われる焼鈍工程において結晶粒の成長を阻害するため、鋼板の磁気特性が低下する。一方、C量を0.002%未満まで極度に低下させようとすると鋼板の生産性が悪くなる。
Si量:0.5%以下、好ましくは0.3%以下
Siは、鋼板の剛性を高めるのに有効で、焼鈍時の鋼板破断や磁気シールド材のハンドリング時の折れなどを防止するのに効果がある。しかし、Siがあまりに多く含有されると、黒化処理時にSiO2への選択酸化によりFeの酸化膜が形成しにくくなり、錆びやすくなって、電子線の吸収等にも問題を生じる。この限界のSi量が0.5%である。
Siは、鋼板の剛性を高めるのに有効で、焼鈍時の鋼板破断や磁気シールド材のハンドリング時の折れなどを防止するのに効果がある。しかし、Siがあまりに多く含有されると、黒化処理時にSiO2への選択酸化によりFeの酸化膜が形成しにくくなり、錆びやすくなって、電子線の吸収等にも問題を生じる。この限界のSi量が0.5%である。
Mn量:2.0%以下、好ましくは1.0%以下
Mnは鋼板剛性を高める。Mnがあまり多くなると添加コストの問題があるので、Mn量を2.0%以下とする。
Mnは鋼板剛性を高める。Mnがあまり多くなると添加コストの問題があるので、Mn量を2.0%以下とする。
P量:0.4%以下、好ましくは0.2%以下
Pも鋼板剛性を高めるのに有効である。しかし、Pが0.4%を超えて存在すると偏析によって鋼板の製造中に割れが発生しやすくなる。
Pも鋼板剛性を高めるのに有効である。しかし、Pが0.4%を超えて存在すると偏析によって鋼板の製造中に割れが発生しやすくなる。
S量:0.001%〜0.01%、好ましくは0.002〜0.007%
Sは、過剰に存在すると鋼中に微細な硫化物が増え、素材の製造工程における焼鈍時に結晶粒の成長を阻害し磁気特性を低下させる。一方、適当な鋼片加熱温度で、適度なS量にすれば、大きな硫化物となって、結晶粒の成長を阻害しなくなる。以上を考慮したSの適量が0.001〜0.01%である。
Sは、過剰に存在すると鋼中に微細な硫化物が増え、素材の製造工程における焼鈍時に結晶粒の成長を阻害し磁気特性を低下させる。一方、適当な鋼片加熱温度で、適度なS量にすれば、大きな硫化物となって、結晶粒の成長を阻害しなくなる。以上を考慮したSの適量が0.001〜0.01%である。
Al量:0.001%〜2.0%、好ましくは0.001%〜1.0%
鋼中に溶解したAlは、鋼板剛性を高めるのに有効である。しかし、Alがあまり多くなると、介在物中のAl2O3の比率が多くなって、高透磁率とならない。一方、Al量を下げすぎると、鋼中のO量の制御がしにくくなり、生産性を阻害する。以上を考慮した適量が0.001〜2.0%である。なお、鋼組成におけるAl量とは、酸可溶性Al(sol.Alと言われる)量のことである。
鋼中に溶解したAlは、鋼板剛性を高めるのに有効である。しかし、Alがあまり多くなると、介在物中のAl2O3の比率が多くなって、高透磁率とならない。一方、Al量を下げすぎると、鋼中のO量の制御がしにくくなり、生産性を阻害する。以上を考慮した適量が0.001〜2.0%である。なお、鋼組成におけるAl量とは、酸可溶性Al(sol.Alと言われる)量のことである。
N量:0.01%以下、好ましくは0.007%以下
Nは、0.01%を超えると、鋼板表面にふくれ欠陥を生じる。
以下の元素は、スクラップから鋼に混入する可能性のある元素である。これらの元素は本発明の磁気シールド鋼板の鋼組成中に含有される必要はない。従って、これらの各元素の含有量の下限は0%であり、それぞれの元素の上限だけを次のように規定する。
Nは、0.01%を超えると、鋼板表面にふくれ欠陥を生じる。
以下の元素は、スクラップから鋼に混入する可能性のある元素である。これらの元素は本発明の磁気シールド鋼板の鋼組成中に含有される必要はない。従って、これらの各元素の含有量の下限は0%であり、それぞれの元素の上限だけを次のように規定する。
Ti、V、Nb量:それぞれ0.01%以下
Ti、V、Nbは、いずれも炭化物や窒化物を形成し、透磁率を劣化させるので、それぞれ0.01%以下とする。
Ti、V、Nbは、いずれも炭化物や窒化物を形成し、透磁率を劣化させるので、それぞれ0.01%以下とする。
Cu量:0.4%以下
Cuは、例えば自動車の廃車スクラップ中のモーター銅線などから鋼中に混入する元素である。高炉銑主体の従来の普通鋼組成では、Cu量は一般に0.005%未満である。Cuは、あまり多くなると、鋼板表面に濃化して、陰極線管の中で一部蒸発し、蛍光面と反応して色調を変える。この限界のCu量が0.4%である。
Cuは、例えば自動車の廃車スクラップ中のモーター銅線などから鋼中に混入する元素である。高炉銑主体の従来の普通鋼組成では、Cu量は一般に0.005%未満である。Cuは、あまり多くなると、鋼板表面に濃化して、陰極線管の中で一部蒸発し、蛍光面と反応して色調を変える。この限界のCu量が0.4%である。
Sn量:0.2%以下
Snは食缶用のブリキ屑などから鋼中に混入する。従来の普通鋼組成ではSn量は一般に0.001%未満である。Snも多くなると表面に濃化して、電機メーカーでの鋼板取り扱い中の耐指紋性を劣化させる。この限界のSn量が0.2%である。
Snは食缶用のブリキ屑などから鋼中に混入する。従来の普通鋼組成ではSn量は一般に0.001%未満である。Snも多くなると表面に濃化して、電機メーカーでの鋼板取り扱い中の耐指紋性を劣化させる。この限界のSn量が0.2%である。
Ni量、Cr量:それぞれ0.1%以下
従来の普通鋼組成では、Ni量は0.005%未満、Cr量は0.004%未満である。Ni、Crはステンレス鋼のスクラップから混入する。いずれの元素も、多くなっても品質問題は見られないが、添加コストの面から、それぞれ0.1%以下とする。
従来の普通鋼組成では、Ni量は0.005%未満、Cr量は0.004%未満である。Ni、Crはステンレス鋼のスクラップから混入する。いずれの元素も、多くなっても品質問題は見られないが、添加コストの面から、それぞれ0.1%以下とする。
Mo量:0.1%以下
Moが増えると、透磁率および保磁力が低下する。この限界のMo量が0.1%である。
Moが増えると、透磁率および保磁力が低下する。この限界のMo量が0.1%である。
B量:0.001%以下
Bは、過度に添加すると、再結晶温度を上昇させたり、鋼板が過度に硬化するなどの問題を生じる。その限界のB量が0.001%である。好ましいB量は0.0003%以下である。
Bは、過度に添加すると、再結晶温度を上昇させたり、鋼板が過度に硬化するなどの問題を生じる。その限界のB量が0.001%である。好ましいB量は0.0003%以下である。
(2)鋼中介在物
本発明の磁気シールド鋼板では、鋼中介在物について、Al2O3のみならず、MnOおよび介在物総量についても、次のように規定する:
MnO/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.5・・・・・(1)
Al2O3/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.1・・・・・(2)
鋼中の介在物総量≦0.01質量%・・・・・(3)。
本発明の磁気シールド鋼板では、鋼中介在物について、Al2O3のみならず、MnOおよび介在物総量についても、次のように規定する:
MnO/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.5・・・・・(1)
Al2O3/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.1・・・・・(2)
鋼中の介在物総量≦0.01質量%・・・・・(3)。
鋼中の介在物総量(介在物総量の鋼に対する質量比)は、磁気特性に大きく影響し、この質量比が増えると磁気特性が劣化する。このため、鋼中介在物総量を1×10-2%以下(=0.01%以下)とする。望ましくは、これは7×10-3%以下(=0.007%以下)である。
介在物の総量に加えて、介在物の組成も磁気特性に影響する。まず、MnO/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)の比率(以下ではMnO比率ともいう)が磁気特性に大きく影響し、この比率が増えると磁気特性が劣化する。この限界のMnO比が0.5である。また、Al2O3/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)の比率(以下ではAl2O3比率ともいう)が増えても磁気特性が劣化する。更に、Al2O3比率は表面品質にも影響し、最悪の場合、冷間圧延時に鋼板に穴があくといった問題も発生する。磁気特性および表面品質の観点から、Al2O3比率は0.1以下とする。
(3)結晶粒
冷圧鋼板では、結晶粒は圧延方向に引き延ばされて薄くなり、平たくなった扁平形状をとる。その後に焼鈍すると、結晶粒は再結晶化して、新たな結晶粒が生成するため、結晶粒の形状は扁平ではなくなる。焼鈍後に再び冷間圧延すると、焼鈍で新たに生成した結晶粒が引き延ばされ、再び扁平になる。従って、鋼の結晶粒の形状は、結晶粒が扁平である冷間圧延組織と、焼鈍による再結晶によって形成された結晶粒が扁平ではない焼鈍組織とでは大きく異なる。冷間圧延により結晶粒が引き延ばされて扁平になると、鋼板は硬くなって、高強度になる。本発明では、冷間圧延組織と焼鈍組織のそれぞれについて、良好な磁気特性を確保するための結晶粒の形状を次のように規定する。
冷圧鋼板では、結晶粒は圧延方向に引き延ばされて薄くなり、平たくなった扁平形状をとる。その後に焼鈍すると、結晶粒は再結晶化して、新たな結晶粒が生成するため、結晶粒の形状は扁平ではなくなる。焼鈍後に再び冷間圧延すると、焼鈍で新たに生成した結晶粒が引き延ばされ、再び扁平になる。従って、鋼の結晶粒の形状は、結晶粒が扁平である冷間圧延組織と、焼鈍による再結晶によって形成された結晶粒が扁平ではない焼鈍組織とでは大きく異なる。冷間圧延により結晶粒が引き延ばされて扁平になると、鋼板は硬くなって、高強度になる。本発明では、冷間圧延組織と焼鈍組織のそれぞれについて、良好な磁気特性を確保するための結晶粒の形状を次のように規定する。
(3−1)冷間圧延組織
例えば、フルハードタイプの鋼板のように、結晶粒が圧延により引き延ばされたままである冷間圧延組織を有する鋼板では、結晶粒の平均扁平率が0.15〜0.5の範囲になるようにする。これは、焼鈍後に冷間圧延を行って、組織が冷間圧延組織になった場合、結晶粒の扁平の程度が黒化処理後の磁気特性に影響するためである。即ち、冷間圧延組織を持つ鋼板の結晶粒の平均扁平率が0.5より大きくても、逆に0.15より小さくても、黒化処理後の鋼板の透磁率が低下することが判明した。平均扁平率は好ましくは0.15以上、0.45以下である。
例えば、フルハードタイプの鋼板のように、結晶粒が圧延により引き延ばされたままである冷間圧延組織を有する鋼板では、結晶粒の平均扁平率が0.15〜0.5の範囲になるようにする。これは、焼鈍後に冷間圧延を行って、組織が冷間圧延組織になった場合、結晶粒の扁平の程度が黒化処理後の磁気特性に影響するためである。即ち、冷間圧延組織を持つ鋼板の結晶粒の平均扁平率が0.5より大きくても、逆に0.15より小さくても、黒化処理後の鋼板の透磁率が低下することが判明した。平均扁平率は好ましくは0.15以上、0.45以下である。
結晶粒の平均扁平率は冷間圧延の程度(圧下率)に依存する。従って、冷間圧延組織を有する本発明の磁気シールド鋼板では、焼鈍後に行う冷間圧延を、冷間圧延後の結晶粒の平均扁平率が0.15〜0.5となるような条件で行う。この結晶粒の平均扁平率を満たすための冷間圧延の圧下率は、鋼組成によっても異なるので、一概には規定できないが、目安として冷間圧延の圧下率は25%以上とすることが好ましい。
焼鈍した鋼板は、鋼板の平坦度を出すために調質圧延を行うのが普通である。この調質圧延も冷間圧延の1種である。しかし、通常の調質圧延では、本発明で規定する結晶粒の平均扁平率を有する冷間圧延組織を生ずることはない。
結晶粒の平均扁平率は、図1(a)および(b)に示すように、鋼板の圧延方向の板厚断面を光学顕微鏡で観察することにより求めることができる。
冷間圧延組織を有する鋼板の圧延方向の板厚断面を観察すると、図1(a)に示すように、圧延方向に引き延ばされた扁平形状の結晶粒が観察される。この板厚断面の顕微鏡観察視野において、図1(b)に示すように、ある長さa1を持つ第1の圧延方向の線A1-1を引き、この線A1-1上にある結晶粒の個数を数える。線A1-1の長さa1は10個以上の結晶粒がその上に存在するような長さとすることが適当である。次に板厚方向にずらして同じ長さa1の第2の圧延方向の線A1-2(図示せず)を引き、同様に結晶粒の個数を数える。この作業を、最後の圧延方向の線A1-nまでn回繰り返す。nの値は3以上とすることが適当である。n回の測定値から圧延方向の長さa1上の結晶粒の個数の平均値n1を算出する。圧延方向の結晶粒の平均長さL1は、
L1=a1/n1
ここで、n1=圧延方向長さa1上の結晶粒個数のn回の測定での平均値
として算出される。
冷間圧延組織を有する鋼板の圧延方向の板厚断面を観察すると、図1(a)に示すように、圧延方向に引き延ばされた扁平形状の結晶粒が観察される。この板厚断面の顕微鏡観察視野において、図1(b)に示すように、ある長さa1を持つ第1の圧延方向の線A1-1を引き、この線A1-1上にある結晶粒の個数を数える。線A1-1の長さa1は10個以上の結晶粒がその上に存在するような長さとすることが適当である。次に板厚方向にずらして同じ長さa1の第2の圧延方向の線A1-2(図示せず)を引き、同様に結晶粒の個数を数える。この作業を、最後の圧延方向の線A1-nまでn回繰り返す。nの値は3以上とすることが適当である。n回の測定値から圧延方向の長さa1上の結晶粒の個数の平均値n1を算出する。圧延方向の結晶粒の平均長さL1は、
L1=a1/n1
ここで、n1=圧延方向長さa1上の結晶粒個数のn回の測定での平均値
として算出される。
次に、同じ顕微鏡観察視野において、ある長さa2を持つ板厚方向(圧延方向と垂直の方向)の第1の線A2-1を引き、この線A2-1の上にある結晶粒の個数を数える。冷間圧延組織では板厚方向の結晶粒の長さは圧延方向の結晶粒の長さより小さいので、板厚方向の線A2-1の長さa2は圧延方向の線A1-1の長さa1より短くてもよいが、鋼板の板厚に対して3/4以上の長さとすることが適当である。圧延方向にずらして同じ長さa2の第2の板厚方向の線A2-2(図示せず)を引き、同様に結晶粒の個数を数える。この作業を、圧延方向に線をずらしながら最後の板厚方向の線A2-nまでn回繰り返し、n回の測定値から、板厚方向の長さa2上の結晶粒の個数の平均値n2を算出する。板厚方向の結晶粒の平均長さL2は、
L2=a2/n2
ここで、n2=板厚方向長さa2上の結晶粒個数のn回の測定での平均値
として算出される。
L2=a2/n2
ここで、n2=板厚方向長さa2上の結晶粒個数のn回の測定での平均値
として算出される。
こうして求めたL1およびL2の値から、結晶粒の平均扁平率は
平均扁平率=L2/L1
として算出される。
平均扁平率=L2/L1
として算出される。
従って、この扁平率の値が小さいほど、結晶粒は扁平度がより高くなる。例えば、扁平率0.5とは結晶粒の圧延方向の長さが板厚方向の長さの2倍であることを意味し、扁平率0.15とは結晶粒の圧延方向の長さが板厚方向の長さの約6.7倍であることを意味する。
本発明では、こうして求めた結晶粒の平均扁平率が0.15以上、0.5以下である。結晶粒の平均扁平率がこの範囲であれば、結晶粒の平均粒径は特に制限されず、例えば、50μm以上であってもよい。従って、冷間圧延前の焼鈍条件を広い範囲から選択することができるので、例えば、数時間〜数十時間の均熱時間をとる一般的な焼鈍条件を採用することが可能となる。平均偏平率の好ましい範囲は0.16上、0.35以下である。
(3−2)焼鈍組織
本発明において、焼鈍組織とは、焼鈍中の再結晶により新たに形成された結晶粒を有する組織を意味するが、その後に調質圧延または冷間圧延を受けて結晶粒がいくらか扁平になったが、その平均扁平率がなお0.5より大きい組織をも包含する。
本発明において、焼鈍組織とは、焼鈍中の再結晶により新たに形成された結晶粒を有する組織を意味するが、その後に調質圧延または冷間圧延を受けて結晶粒がいくらか扁平になったが、その平均扁平率がなお0.5より大きい組織をも包含する。
本発明では、焼鈍組織の結晶粒の平均粒径は15〜40μmの範囲内とする。結晶粒の平均粒径が大きな鋼板ほど、磁気特性が良くなる。しかし、大きくなりすぎると、鋼板を取り扱う際に折れ易くなり、取り扱いが困難となる。磁気特性と取り扱い易さの観点から適正な平均結晶粒径の範囲は15〜40μmであることが判明した。
つまり、結晶粒の扁平率が0.5より大きい焼鈍組織を持つ鋼板(これは、焼鈍ままの鋼板とその後に調質圧延または比較的圧下率の低い冷間圧延を受けた鋼板を含む)の場合、結晶粒の平均結晶粒径が15〜40μmの範囲になるように再結晶焼鈍行う。このような平均結晶粒径は、例えば、短時間の高温焼鈍により得ることができる。焼鈍後に調質圧延を施すことも可能である。平均結晶粒径は、好ましくは20〜40μmの範囲である。
結晶粒の平均扁平率が0.5より大きい焼鈍組織を持つ鋼板は、上述したように、平均結晶粒径が40μmより大きくなると折れ易くなる。これに対し、前述した平均扁平率が0.5以下と扁平な結晶粒を持つ冷間圧延組織をもつ鋼板の場合には、平均結晶粒径が40μmより大きくなっても、結晶粒が相互に重なることにより鋼板は折れにくくなり、高強度になるため、平均結晶粒径は40μmを超えてもよい。
結晶粒の平均粒径(平均結晶粒径)Dは、平均扁平率の測定方法に関して説明したのと同様にして求めた、圧延方向において測定された結晶粒の平均長さL1および結晶粒の平均個数n1と、板厚方向(圧延方向と垂直な方向)において測定された結晶粒の平均長さL2および結晶粒の平均個数n2とから、次式に従って算出される:
D=(2/π1/2)×[(L1×L2)/(n1×n2)]1/2。
D=(2/π1/2)×[(L1×L2)/(n1×n2)]1/2。
以下の実施例は本発明の例示を目的とするものであり、本発明をいかなる意味でも制限するものではない。
表1(本発明例)および表2(比較例)に示した鋼の化学組成を有する溶鋼を真空精錬し、鋳造して鋼塊とし、これを1000℃で熱間圧延して2.3mm厚のホットコイルを製造した。各鋼の鋼中介在物のAl2O3/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)の質量比(Al2O3比率)とMnO/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)の質量比(MnO比率)、および介在物総量は、溶鋼への合金元素添加順序、即ち、Alを添加する時期をSiやMnで脱酸する前と後のいずれにするか、更には脱酸後のフリー酸素量を制御することによって、表1および表2に示す値に調整した。
熱間圧延で得られたホットコイルを酸洗してから0.5mmに冷間圧延した。この鋼板を650℃で24時間均熱の条件により窒素雰囲気中で焼鈍を行い、焼鈍後に更に0.15mmまで冷間圧延した。こうして得られた冷延鋼板はいずれも平均扁平率が0.15〜0.50の範囲内の冷間圧延組織を有していた。この焼鈍条件では再結晶により形成された結晶粒の平均粒径はおよそ20〜50μmの範囲である。
各冷間圧延鋼板の磁気シールド用磁気特性を評価するための、その透磁率を次のようにして測定した。
各供試鋼板からリング形状試料(外径45mm、内径33mm)を切り出し、黒化処理相当の熱処理(N2雰囲気中、590℃で15分保持)を施した後、直流磁化特性、具体的にはBHヒステリシス曲線(磁化曲線)を測定した。磁気特性の1つの指標として、外部磁場強さHm=28A/mを試料に印加して測定したBHヒステリシス曲線において、最大磁束密度をこの印加した外部磁場強さで割った値を比透磁率として表に併記した。この値はCGS単位系では比透磁率の値に等しい。
各供試鋼板からリング形状試料(外径45mm、内径33mm)を切り出し、黒化処理相当の熱処理(N2雰囲気中、590℃で15分保持)を施した後、直流磁化特性、具体的にはBHヒステリシス曲線(磁化曲線)を測定した。磁気特性の1つの指標として、外部磁場強さHm=28A/mを試料に印加して測定したBHヒステリシス曲線において、最大磁束密度をこの印加した外部磁場強さで割った値を比透磁率として表に併記した。この値はCGS単位系では比透磁率の値に等しい。
表1に示すように、冷間圧延組織を有する鋼板について、鋼の化学組成と介在物の組成が本発明で規定する範囲内である本発明例の供試鋼板では、28A/mでの比透磁率が1000を大きく超える優れた磁気特性を得ることができた。但し、Bの含有量が0.003%より多くなるか、または介在物総量が7×10-3%を超えると、磁気特性がいくらか低下し、比透磁率は1000よりやや低くなった。
これに対し、表2に示すように、鋼組成または介在物の組成が本発明の範囲外となる比較例の供試鋼板では、結晶粒の平均扁平率が本発明の範囲内であるにもかかわらず、比透磁率が著しく低くなり、優れた磁気特性を得ることができなかった。
実施例1で作製した厚さ2.3mmのホットコイルのうち、表1の鋼種No.14に示した鋼の化学組成および介在物の組成を有する本発明例のホットコイルを使用し、酸洗、1回目の冷間圧延、焼鈍、2回目の冷間圧延に順に供して、0.15mm厚の冷延鋼板を得た。焼鈍は650℃で24時間均熱の同一条件で行った。1回目の冷問圧延による板厚を変えることで、2回目の冷間圧延後の結晶粒の扁平度を変化させた。得られた供試鋼板の結晶粒の平均扁平率を上述した方法で求めた結果を表3に示す。
こうして得られた、鋼の化学組成および介在物組成が本発明の範囲内で同一であり、結晶粒の平均扁平率が異なる供試鋼板の比透磁率を、実施例1に記載した方法で測定した。その結果も表3に併記する。
表3からわかるように、鋼の化学組成および介在物組成がいずれも本発明の範囲内であっても、結晶粒の平均扁平率が0.15より小さいか、0.5より大きくなると、比透磁率は著しく低下した。即ち、冷間圧延組織を有する鋼板において優れた磁気特性を確保するには、鋼板の化学組成と介在物組成を本発明で規定する範囲内になるように制御するだけでは不十分であって、結晶粒の平均扁平率が0.15〜0.5の範囲になるように冷間圧延を行う必要がある。
表4(本発明例)および表5(比較例)に示した鋼の化学組成を有する溶鋼を真空精錬して鋼塊に鋳造し、これを1000℃で熱間圧延して2.3mm厚のホットコイルを製造した。鋼中介在物のAl2O3/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)の質量比(Al2O3比率)とMnO/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)の質量比(MnO比率)、および介在物総量の鋼に対する質量比は、溶鋼への合金添加順序、即ち、Alを添加する時期をSiやMnで脱酸する前と後のいずれにするか、更には脱酸後のフリー酸素量を制御することによって、表4および表5に示す値に調整した。
熱間圧延で得られたホットコイルを酸洗してから0.15mmに冷間圧延し、750℃で20秒間均熱の条件で窒素中での連続焼鈍を行って、再結晶焼鈍組織を有する供試鋼板を得た。当然、各鋼板の結晶粒は非扁平であり、その結晶粒の平均扁平率は0.50を大きく超える。750℃で20秒の均熱という焼鈍条件では、結晶粒の平均粒径はいずれの鋼種でも20〜35μmの範囲内であり、本発明で焼鈍組織に対して規定する平均結晶粒径の条件を満たしていた。
これらの各供試鋼板の28A/mでの比透磁率を実施例1に記載した方法により測定した。その結果を表4および表5に併記する。
表4に示すように、結晶粒が非扁平の再結晶焼鈍組織を有する鋼板の場合も、鋼の化学組成と介在物の組成が本発明で規定する範囲内である本発明例の供試鋼板では、28A/mでの比透磁率が1000を大きく超える優れた磁気特性を得ることができた。但し、Bの含有量が0.003%より多くなるか、または介在物総量が7×10-3%を超えると、磁気特性がいくらか低下し、比透磁率は1000よりやや低くなった。
これに対し、表5に示すように、鋼組成または介在物の組成が本発明の範囲外となる比較例の供試鋼板では、結晶粒の平均粒径が本発明の範囲内であるにもかかわらず、比透磁率が著しく低くなり、優れた磁気特性を得ることができなかった。
実施例3で作製した厚さ2.3mmのホットコイルのうち、表4の鋼種No.10に示した鋼の化学組成および介在物の組成を有する本発明例のホットコイルを使用し、酸洗してから0.15mmまで冷間圧延した後、表6に示す異なる温度で20秒間均熱の窒素中連続焼鈍を実施した。各供試鋼板の結晶粒の平均粒径を上述した方法で求めた結果を表6に併記する。
こうして得られた、鋼の化学組成および介在物組成が本発明の範囲内で同一であり、結晶粒の平均粒径が異なる供試鋼板の比透磁率を、実施例1に記載した方法で測定した。その結果も表6に併記する。
表6からわかるように、鋼の化学組成および介在物組成がいずれも本発明の範囲内であっても、結晶粒の平均粒径が15μmより小さくなると比透磁率は著しく低下した。即ち、結晶粒の平均扁平率が0.5より大きい、非扁平または扁平度の小さな結晶粒からなる組織を持つ鋼板の場合、優れた磁気特性を確保するには、鋼板の化学組成と介在物組成を本発明で規定する範囲内になるように制御するだけでは不十分であって、平均結晶粒径が15μm以上になるように焼鈍を行う必要がある。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.002〜0.01%、Si:0.5%以下、Mn:2.0%以下、P:0.4%以下、S:0.001〜0.1%、Al:0.001〜2%、N:0.01%以下、Ti:0〜0.01%、V:0〜0.01%、Nb:0〜0.01%、Cu:0〜0.4%、Sn:0〜0.2%、Ni:0〜0.1%、Cr:0〜0.1%、Mo:0〜0.1%、およびB:0〜0.001%を含有する組成を有する鋼板からなるカラー陰極線管用磁気シールド冷延鋼板であって、
鋼中の介在物が下記式(1)〜(3)式を満たし:
MnO/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.5・・・・・(1)、
Al2O3/(Al2O3+SiO2+MnO+CaO)≦0.1・・・・・(2)、
鋼中の介在物総量≦0.01質量%・・・・・(3)、
かつ(a)結晶粒の平均扁平率L2/L1(鋼板圧延方向における平均結晶粒長さL1に対する圧延方向に垂直方向の平均結晶粒長さL2の比)が0.15〜0.5の範囲内である冷間圧延組織、および(b)平均結晶粒径が15〜40μmの範囲内である焼鈍組織から選ばれたいずれかの組織を有することを特徴とする、カラー陰極線管用磁気シールド冷延鋼板。 - B含有量が0.0003%以下である、請求項1に記載の磁気シールド冷延鋼板。
- 鋼中の介在物総量が0.007質量%以下である、請求項1または2に記載の磁気シールド冷延鋼板。
- 28A/mでの比透磁率の値が1000より大である、請求項1または2に記載の磁気シールド冷延鋼板。
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