WO1999023268A1 - Tole d'acier haute resistance laminee a froid, tole d'acier metallisee presentant d'excellentes caracteristiques de protection geomagnetique, et leur procede de fabrication - Google Patents

Tole d'acier haute resistance laminee a froid, tole d'acier metallisee presentant d'excellentes caracteristiques de protection geomagnetique, et leur procede de fabrication Download PDF

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Satoru Tanaka
Kazuo Koyama
Yujiro Miyauchi
Takeshi Kubota
Atsushi Itami
Hiroaki Kato
Chouhachi Sato
Teruo Takeuchi
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet and a high-strength plated steel sheet having excellent geomagnetic shielding properties, an explosion-proof band or outer magnetic shielding material for a television cathode-ray tube using the steel sheet, and a method for producing the same.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. Hei 3-6-1330 describes a method of coarsening crystal grains by performing open coil decarburization annealing using ⁇ g ⁇ element A1 killed steel.
  • Japanese Patent Publication No. 8-6134 and Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 8-27520 disclose that C is set to 0.01% or less, and that the steel grains containing less impurities are continuously annealed to reduce crystal grains.
  • a method for coarsening is described. However, it is estimated that the yield point of the steel sheet according to the present invention is at most about 250 MPa.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art and has excellent geomagnetic shield characteristics, that is, a high-strength cold-rolled steel sheet having high relative permeability in a DC magnetic field before and after 0.3 Oersted, and high plating.
  • the aim is to provide steel sheets and their manufacturing methods.
  • Another object of the present invention is to provide an explosion-proof cable or outer magnetic shield for TV cathode-ray tubes using these high-strength cold-rolled steel sheets and high-strength plated steel sheets.
  • cold-rolled steel sheet and plated steel sheet are used in home appliances such as explosion-proof bands for TV cathode ray tubes, support frames, and other home appliances, automobiles, furniture, and construction.
  • Cold-rolled steel sheets and, for protection for example, electroplated steel sheets coated with Zn or Zn-Ni, hot-dip galvanized steel sheets, hot-dip galvanized steel sheets, and Pressability and protection It includes a surface-treated steel sheet that has been subjected to alloying of the plating layer and an organic layer treatment on the upper layer for further improvement.
  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent geomagnetic shield properties, having a relative magnetic permeability of not less than 500 in a DC magnetic field of 0.3 well-state, wherein C: 0.0003 to 0.3% by weight. 0060%, Si: 0.3 to 1.8%, Mn: 0.2 to 1.8%, P: 0.12% or less, S: 0.001 to 0.012%, A1: 0. Less than 005%, N: 0.0030% or less, and% MnZ% S ⁇ 60, with the balance being Fe and unavoidable impurities, and having a crystal grain size of 10 to 200 in the metal structure High ⁇ ⁇ cold-rolled steel sheet (hereinafter referred to as A cold-rolled steel sheet).
  • a cold-rolled steel sheet High ⁇ ⁇ cold-rolled steel sheet
  • the present invention is a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent geomagnetic shielding properties having a relative magnetic permeability of 500 or more in a DC magnetic field of 0.3 Oersted, wherein C: 0.0003 to 0.0060% , S i: 0.3 to 1.8%, Mn: 0.2 to 1.8%, P: 0.12% or less, S: 0.001 to 0.002%, A1: 0.005 to 0.004%, N: 0.0030% or less, B: 0.0010 to 0.0030%, and% MnZ% S ⁇ 60 and% BZN ⁇ 0.5, with the balance Fe and unavoidable impurities It is a high-strength cold-rolled steel sheet (hereinafter referred to as a B cold-rolled steel sheet) having a crystal grain size of 10 to 200 m in its metal structure.
  • a B cold-rolled steel sheet having a crystal grain size of 10 to 200 m in its metal structure.
  • the present invention provides a 0.3 alested steel sheet obtained by electroplating a cold-rolled steel sheet having the same chemical composition as that of the A or B cold-rolled steel sheet and having a surface layer S i ' ⁇ ⁇ of 5% by weight or less.
  • This is a high-strength plated steel sheet (hereinafter referred to as C or D-plated steel sheet) that has excellent geomagnetic shield characteristics with a relative magnetic permeability of 500 or more in a DC magnetic field.
  • the present invention also relates to a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent geomagnetic shield properties, having a relative magnetic permeability of not less than 500 in a DC magnetic field of 0.3 alested, and having the same chemical composition as the A or B cold-rolled steel sheet.
  • Finishing slab consisting of 750 to 980 ° C
  • annealing is performed in a range of 75 ° C or more and 3 points or less of Ac in an annealing facility, or 300 ° C or more following this annealing.
  • This is a method for producing a cold-rolled steel sheet in which overaging treatment is performed at 450 ° C. for 120 seconds or more, and the crystal grain size of the metal structure is 10 to 200 m.
  • the present invention provides a geomagnetic shield having a relative permeability in a DC magnetic field of 0.3 or more obtained by applying electroplating to a cold-rolled steel sheet having a surface Si concentration of 5% or less.
  • This is a method of manufacturing a high-strength electroplated steel sheet with excellent properties, in which a slab consisting of the same chemical composition as the C or D-plated steel sheet is finished at 750 to 980 ° C. Winding, cold rolling of 60 to 90%, and then annealing in a range of 75 ° C or more and 3 points or less of Ac with a defrosting point of 0 in an annealing facility having an overaging zone.
  • the present invention is excellent in geomagnetic shielding properties in which the relative permeability in a 0.3 alested DC magnetic field is 500 or more, which is obtained by electroplating a cold-rolled steel sheet having a Si concentration of 5% or less.
  • a method for producing a high-strength electroplated steel sheet in which a slab having the same chemical composition as the C or D-plated steel sheet is finish-rolled at 750 to 980 ° C, and the After rolling, use continuous annealing equipment or in-line annealing type continuous hot-dip galvanizing equipment at a temperature of 75 ° C or more.
  • Annealing at a temperature range of points, or the annealing at 7 5 0 ° C or higher A c 3 points following temperatures in a continuous annealing facility or in-line annealing type continuous hot dip zinc Me with equipment having overaging zone 3
  • This is a method for producing a plated steel sheet in which an overaging treatment is performed at 00 to 450 ° C for 120 seconds or more, and the ferrite crystal grain size in the metal structure is 10 to 200 m.
  • the relative magnetic permeability in a DC magnetic field around 0.3 ale-state corresponding to terrestrial magnetism is large, the terrestrial magnetic shield characteristics are excellent, and the yield point is low. It is possible to obtain a high-strength cold-rolled steel sheet and a high-strength plated steel sheet, both of which have a high strength L as typified. Also, it can be easily manufactured using the same continuous annealing equipment that is used to produce thin steel sheet for press working or continuous in-line annealing type hot-dip galvanizing equipment.
  • the steel sheet according to the present invention when applied to an explosion-proof band / support frame of a TV cathode-ray tube, the effect on the vertical magnetic field is extremely high as compared with conventional products, which greatly contributes to the improvement of the quality of the TV cathode-ray tube. Furthermore, the steel sheet according to the present invention can be applied to a wide range of applications in which thin steel sheets are used, such as household electric appliances, automobiles, furniture, and construction, and has a very large effect.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram of quadrants A to D in Table 4 (average values of color shift amounts in quadrants A to D obtained by dividing the surface of a CRT into four parts).
  • the present inventors have to increase the relative magnetic permeability in a DC magnetic field before and after 0.3 alested, which corresponds to terrestrial magnetism, and to increase the strength represented by the yield point. Focusing on the importance of solid solution strengthening using ultra-low carbon steel with a C content of 0.004% or less and without refining the crystallites of the crystals, regardless of precipitation strengthening, did.
  • the magnetic aging deteriorates the geomagnetic shielding properties. If the amount of Si and Mn added is large, it is not always easy to reduce C to 0.0040% or less, and it is difficult to further improve the geomagnetic shield characteristics. There was a problem that is. As a result of further study on these issues, the present inventors have found that in order to prevent the aging of the geomagnetic shielding characteristics due to magnetic aging, the Mn content is more than a certain ratio with respect to the S content. It has been found that it is effective to perform an overaging treatment at 300 to 450 ° C for 120 seconds or more while cooling to room temperature after annealing.
  • the present invention has been made based on such new knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • C 0.0003 to 0.0060%
  • Si 0.3 to 1.8%
  • Mn 0.2 to 1.8%
  • P 0.12% or less
  • S 0.001 to 0.012%
  • A1 less than 0.005%
  • N 0.0030% or less
  • % Mn and% S are% MnZ%, respectively.
  • the metal has a crystal grain size of 10 to 200; m and a relative magnetic permeability in a DC magnetic field of 0.3 aersted of 500 or more. High strength cold rolled steel sheet with excellent geomagnetic shielding properties.
  • N and% B are Mn, S, N, and B contents, respectively, it contains% MnZ% S ⁇ 60 and% B /% N ⁇ 0.5, and consists of the balance Fe and inevitable impurities.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in geomagnetic shielding properties having a ferrite crystal grain size of 10 to 200 m in its metallographic structure and a relative magnetic permeability of 500 or more in a 0.3 alested DC magnetic field.
  • a high-strength electroplated steel sheet with excellent geomagnetic shielding properties that has a relative permeability in a 0.3 alested DC magnetic field of 500 or more, obtained by electroplating a steel sheet.
  • the slab composed of the chemical component according to (1) or (2) is finish-rolled at 750 ° C to 980 ° C, cold-rolled to 60 to 90%, and then subjected to continuous annealing equipment. 7 Annealed in the temperature range of 50 ° C or more and Ac 3 points or less, its magnetic structure has a crystal grain size of 10 to 200 ⁇ , and a relative magnetic permeability of 500 or more in a DC magnetic field of 0.3 alested. A method for producing high-strength cold-rolled steel sheets with excellent properties.
  • the slab composed of the chemical component according to (1) or (2) is finish-rolled at 750 ° C to 980 ° C, cold-rolled to 60 to 90%, and then over-aged.
  • continuous annealing equipment perform annealing in a temperature range of 750 ° C or more and Ac 3 points or less and overage treatment at 300 to 450 ° C for 120 seconds or more, and the ferrite crystal grain size in the metal structure is 10 to 200 m.
  • a slab consisting of the chemical components described in (3) above is finished at 750 ° (: up to 980 ° C, rolled at 700 ° C or less, cold-rolled at 60 to 90%, and then continuously rolled.
  • annealing in the temperature range of 750 ° C or more and A c 3 points or less was performed at a dew point of 0 ° C. or less. %, which is obtained by electroplating a cold-rolled steel sheet having a magnetic permeability of 0.3% or less and a relative magnetic permeability of 500 or more in a DC magnetic field of 0.3 e.
  • the slab composed of the chemical components described in (4) is finish-rolled at 750 ° (: up to 980 ° C, cold-rolled to 60-90%, and then continuously annealed or in-line.
  • a continuous annealing equipment or line having an overaged zone An internal annealing type continuous hot-dip galvanizing equipment is used to perform annealing in the temperature range of 750 ° C or more and 3 points or less and overage treatment at 300-450 ° C for 120 seconds or more.
  • C is a very important element that increases the yield point by solid solution strengthening or precipitation strengthening.
  • the overaging treatment is not performed even if the Mn content is set to a constant ratio with respect to the S content, the content exceeds 0.040%, or after annealing, up to room temperature. Even if overaging treatment is performed for more than 120 seconds at 300 to 450 ° C during cooling, if it exceeds 0.060%, the precipitation of carbides due to aging will cause geomagnetic shielding. The characteristics deteriorate.
  • Si increases the yield point by dissolving in the crystal to displace the Fe atom and distorting the crystal lattice without greatly changing the crystallite grain size.
  • Si should be added at 0.3% or more in order to increase the yield point.
  • the C content is set to 0.040% or less for the purpose of eliminating overaging treatment, add Si to 1.0% or more to make the yield point exceed 30 OMPa. It is desirable to add.
  • the content exceeds 1.8%, an internal oxide layer is formed on the surface layer of the steel sheet, which contributes to surface defects.
  • a coating of Si 2 is formed on 3 ⁇ 4S and hot-dip galvanizing is performed, not only the plating adhesion is deteriorated, but also the electro-plating is significantly deteriorated.
  • Mn increases the yield point by dissolving in the crystal to replace Fe atoms and distorting the crystal lattice without greatly changing the crystal grain size of Si as in Si. .
  • 0.2% or more is added to increase the yield point.
  • the addition amount exceeds 1.8%, the ferrite crystal grains become remarkable, which not only greatly deteriorates the geomagnetic shield characteristics but also becomes extremely high for achieving the C content within the range of the present invention. Costs.
  • % Mn and% S are the Mn and S contents, respectively, it is necessary to satisfy% Mn /% S ⁇ 60.
  • the upper limit is set to 0.012%. On the other hand, if the content is less than 0.001%, it is not preferable because the production cost becomes extremely high.
  • A1 precipitates fine AIN, which is used for deoxidizing steel, and inhibits domain wall movement, and suppresses ferrite crystal grain growth, deteriorating the geomagnetic shield characteristics. Therefore, it is not preferable to add an excessive amount to capture 0, and the content is set to less than 0.05% so as not to remain in steel. However, if the amount of Si is added to less than 0.05%, the cost may be extremely high, and if B is added to N over a certain amount, the adverse effect will be lost. Since it is not observed, it is preferable to add 0.005% or more and to sufficiently deoxidize the surface to improve the surface properties.
  • N is set to 0.000% or less because N becomes a precipitate and hinders the movement of the domain wall and degrades the geomagnetic shield characteristics.
  • N forms a compound with A1, which inhibits domain wall movement and suppresses the growth of the crystallite grains.
  • B is particularly added when A1 force remains in steel. However, by precipitating it as BN, the deterioration of the geomagnetic shield characteristics is suppressed.
  • B is an extremely important element when A1 is present in steel, and is added for the purpose of forming BN to suppress the precipitation of fine A1N and improve the geomagnetic shielding properties. This objective is achieved when the amount of addition is 0.010% Ri: and% BZ% N ⁇ 0.5, where% N and% B are the N and B contents, respectively. On the other hand, if B exceeds 0.0030%, growth of the fine crystal grains is suppressed, and rather the geomagnetic shield characteristics may be deteriorated.
  • Ti, Nb, Cu, Sn, Zn, Zr, Mo, W, Cr, Ni, etc. are included as unavoidable impurities. These elements are not preferred in order to achieve both, and the total content thereof is preferably less than 0.3%.
  • the slab to be subjected to hot rolling is not particularly limited. That is, it is only necessary to use a slab caster or a thin slab caster. It is also suitable for processes such as continuous forging and direct feed rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after forging. The conditions for hot rolling are not specified.
  • the finishing temperature of the hot rolling is set at 750 to 980 ° C. If the finish is less than 750 ° C, the unrecrystallized microstructure remains, deteriorating the cold rollability, and it is not easy to make the ferrite crystal grains after cold annealing to 10 m or more. Poor magnetic shield characteristics. On the other hand, in order to finish hot rolling at a temperature exceeding 980 ° C., it is necessary to raise the heating temperature significantly, which is not preferable. Especially after cold rolling and annealing From the viewpoint of facilitating the growth of crystal grains, it is desirable to set the temperature to 800 ° C. or more and 3 Ar or less.
  • the cooling method and winding temperature after hot rolling are not particularly limited, but when the pickling is deteriorated due to an increase in scale thickness and when hot dip galvanizing is performed by enriching Si into S, plating adhesion is poor. It is strongly desirable that the temperature be 700 ° C. or less, in order to avoid not only the dagger but also the remarkable deterioration of electric adhesion.
  • the cold rolling may be performed under ordinary conditions, and the rolling ratio is set to 60% or more for the purpose of particularly efficiently pickling the scale. On the other hand, performing cold rolling at a rolling ratio exceeding 90% is not realistic because a large amount of cold rolling load is required.
  • the annealing temperature should be at least 750 ° C and no more than A c 3 points. If the annealing temperature is lower than 750 ° C, recrystallization is insufficient and the strength of the processed structure is retained, so that the geomagnetic shield characteristics are significantly degraded. It is necessary to avoid the geomagnetic shield characteristics because annealing may increase at a temperature exceeding the AA cg point, which increases as the crystal grains grow and increases as the crystal grains grow. There is.
  • the Si content when the Si content is large, the Si concentration is concentrated on the surface layer during annealing, and when 3 ⁇ 4S S ⁇ 3 ⁇ 4 becomes 5% or more, the electric sticking property deteriorates.Therefore, annealing should be performed at a dew point of 0 ° C or less. Is preferred. If the C content exceeds 0.040%, the aging effect of the geomagnetic shield characteristics due to magnetic aging is likely to occur, so it is likely that the temperature will decrease from room temperature to 300 to 450 ° C after cooling to room temperature after annealing. It is desirable to perform the overaging process for 0 second or more.
  • the temperature of the overaging treatment exceeds 450 ° C or the time is less than 120 seconds, the precipitation of C is insufficient, and fine carbides precipitate during use at room temperature. As a result, the geomagnetic shield characteristics deteriorate over time.
  • the temperature of the overaging treatment is less than 300 ° C., the carbides precipitated during the aging process change, so that the geomagnetic shielding properties are not excellent even immediately after the production.
  • for surface protection for example, surface treatment such as Zn plating or alloy plating such as Zn—Ni, and further, an organic ⁇ treatment, etc.
  • surface treatment such as Zn plating or alloy plating such as Zn—Ni
  • the temper rolling, shearing of the steel sheet, and processing into the part shape cause the relative permeability to decrease in the DC magnetic field before and after 0.3 ale-stud. Since it is used in a shrink-fit state because it has been compressed by thermal shrinkage when forcibly cooled from ° C, most of the strain that was 3 ⁇ 4D released during the process of reheating to 600 ° C was released,
  • the shielding properties that is, the relative magnetic permeability in a DC magnetic field before and after 0.3 alested are not much different from the state immediately after annealing. In other words, it is possible to achieve both excellent geomagnetic shield characteristics and high characteristics represented by the yield point.
  • Example A steel having the composition shown in Table 1 was hot-rolled to a thickness of 3.0 to 6.Omm under the conditions shown in Table 2, pickled, and cold-rolled to a thickness of 0.7 to 1.6 mm. After the cold-rolled steel strip, heat treatment was performed under the conditions shown in Table 2 using continuous and dull equipment, and temper rolling was performed at an elongation of 0.3%. A JIS No. 5 test piece was cut out from the steel strip produced in this way in a direction parallel to the rolling direction, and a tensile test was performed at room temperature to determine the yield strength (YP) and tensile strength (TS). .
  • YP yield strength
  • TS tensile strength
  • the manufacturing conditions are inappropriate, and the ferrite crystal grain size is in the range of 10 to 200 m as shown in sample N 0.9, 11, 15, 30, and 36.
  • the relative magnetic permeability in a 0.3-elsted DC magnetic field is less than 500, and the geomagnetic shielding properties are not excellent.
  • the surface Si concentration exceeds 5% as in Sample Nos. 5, 6, 13, and 14, the electrical adhesion becomes extremely poor.
  • the evaluation of the geomagnetic shielding properties was performed based on the following method.
  • the TV cathode-ray tube is sequentially turned from east to west, south and north, and the color of the electron beam from the reference point in each direction.
  • the shift amount is defined as B h.
  • the electron beam when the vertical time under a horizontal magnetic field of 0 e The color shift amount of one color was defined as BV. The smaller the absolute value is, the smaller the amount of color misregistration is, indicating that the TV magnet has an excellent geomagnetic shielding property.
  • Table 4 shows the evaluation results of the geomagnetic shielding properties. As is clear from the results in Table 4, Bh and BV in the quadrants A to D in the 21-type and 36-type TV CRT explosion-proof bands according to the present invention are all absolute in comparison with those according to the comparative example. The value is small and shows the value, which indicates that the improvement is achieved. From this, it can be confirmed that the TV screen tube according to the present invention has a small amount of color shift and is excellent in geomagnetic shielding.

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Description

明 細 書 地磁気シールド特性に優れた高強度冷延鋼板および 高強度めつき鋼板とそれらの製造方法 技術分野
本発明は、 地磁気シールド特性に優れた高強度冷延鋼板および高強度めつき鋼 板と該鋼板を用いたテレビブラウン管用防爆バンドあるいはアウターマグネチッ クシールド材とその製造方法に関わるものである。
背景技術
家庭電気製品や自動車、 家具、 建築などの用途に薄鋼板を使用する場合、 強度、 防鲭性等は必要とされる特性の代表的なものであるが、 T Vブラウン管の防爆バ ンドゃサポートフレーム等の部品にはその部品によって構成される空間内を電子 ビームが通過する際に偏向しないように地磁気の影響をシールドすることが要求 される。 ここで地磁気シールド性に優れているとは、 地磁気に相当する 0. 3ェ 一ルステツド前後の直流磁場における比透磁率が大きいことを意味し、 電子制御 化の進展が著し L、自動車でもこのような鋼板を使用することにより、機器の誤作 動を抑制できる可能性がある。
地磁気シールド性に優れたものとするには、 一般に J I S C 2 5 5 2に規定 されるような無方向性電麵板を用いることで容易に実現できるが、 必要とされ るのは地磁気に相当する 0. 3エールステツド前後の直流磁場における比透磁率 を大きくすることだけであり、回転機のような高磁場における特性は必要とせず、 プレス加工用の薄鋼板と同一設備で製造できれば、 製造可能な板厚範囲も広く、 製造コストも低減できる。
地磁気に相当する 0. 3エールステツド前後の直流磁場における比透磁率を大 きくするためには鋼中に存在する ¾田な析出物を減じ、 またフヱライト結晶粒を 粗大化して磁壁の移動を容易とすることが有効なこと力知られている。 例えば特 開平 3— 6 1 3 3 0号公報には、 {g ^素 A 1キルド鋼を用いてオープンコイル脱 炭焼鈍することにより結晶粒を粗大化する方法が記載されている。 また特公平 8 — 6 1 3 4号公報ゃ特開平 8— 2 7 5 2 0号公報には、 Cを 0. 0 1 %以下とし、 不純物を少なくした鋼を連続焼鈍することにより結晶粒を粗大化する方法が記載 されている。 しかし、 このような発明による鋼板では降伏点はたかだか 2 5 0 M P a程度に過ぎないと推定される。
一方、 軽量化やライフサイクルアセスメント （L C A) の観点から鋼材使用量 を低減しょうとする場合には、 例えば 2 5 0〜3 0 0 M P a以上の高い降优 が 要求され、 固溶強化、 細粒強化、 析出強化、 加工強化のうち一つまたは二つ以上 の手段を組み合わせて、 降伏点を高める必要がある力 いずれの場合も降伏点の 増加にともなって地磁気シールド特性は急激に劣化し、 また高 S i化した場合に は圧延時に板破断が発生しやすくなり、 生産性、 歩留りとも低下するため目的を 達することはできなかった。
本発明は上述のような従来技術の問題点を解決し、 地磁気シ一ルド特性に優れ た、 すなわち、 0. 3エールステッド前後の直流磁場における比透磁率が大きい 高強度冷延鋼板および高 めっき鋼板とそれらの製造方法を提供することを目 的としている。 またこれら高強度冷延鋼板および高強度めつき鋼板を用いた T V ブラウン管用防爆ノくンドあるいはアウターマグネチックシールド材を提供するこ とを目的としている。 ここで、 冷延鋼板およびめつき鋼板とは、 T Vブラウン管 の防爆バンドゃサポートフレームをはじめとした家庭電気製品や自動車、 家具、 建築などの用途に使用されるものであり、 表面処理をしない狭義の冷延鋼板、 お よび防锖のために、 例えば Z nや Z n— N iをめつきした電気めつき鋼板や、溶 MM鉛めつき鋼板、 合金化溶融亜鉛めつき鋼板と、 さらにはプレス 性と防锖 の一層の改善のためにめつき層の合金化や上層に有機^ 処理などを施した表面 処理鋼板を含むものを言う。
発明の概要
本発明は、 0. 3ェ一ルステッ ドの直流磁場における比透磁率が 500以上で ある地磁気シールド特性に優れた高強度冷延鋼板であって、 重量％で、 C： 0. 0003〜0. 0060%、 S i : 0. 3〜1. 8%、 Mn : 0. 2〜1. 8%、 P： 0. 12%以下、 S ： 0. 001〜0. 012%、 A 1 ： 0. 005%未満、 N： 0. 0030%以下を含み、 かつ％MnZ%S≥60であり、 残部 F eおよ び不可避的不純物からなり、 その金属組織においてフヱライト結晶粒径が 10〜 200 である高 ¾ ^冷延鋼板 （以下、 A冷延鋼板という） である。
また、 本発明は、 0. 3エールステッドの直流磁場における比透磁率が 500 以上である地磁気シールド特性に優れた高強度冷延鋼板であって、 で、 C： 0. 0003〜0. 0060%、 S i : 0. 3〜1. 8%、 Mn : 0. 2〜1. 8%、 P： 0. 12%以下、 S ： 0. 001〜0. 012%、 A 1 ： 0. 005 〜0. 04%、 N： 0. 0030%以下、 B： 0. 0010〜0. 0030%を 含み、 かつ％MnZ%S≥60および％BZN≥0. 5であり、 残部 F eおよび 不可避的不純物からなり、 その金属組織においてフヱライト結晶粒径が 10〜2 00 mである高強度冷延鋼板 （以下、 B冷延鋼板という） である。
また、 本発明は、 Aまたは B冷延鋼板と同じ化学成分よりなり、 かつ表層 S i 'Μ^が 5重量％以下である冷延鋼板に電気めつきを施すことによって得られる 0. 3エールステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上の地磁気シ一ルド特 性に優れた高強度めつき鋼板 （以下、 Cまたは Dめっき鋼板という） である。 また、 本発明は、 0. 3エールステツドの直流磁場における比透磁率が 500 以上である地磁気シールド特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法であって、 A または B冷延鋼板と同じ化学成分よりなるスラブを 750〜980°Cで仕上圧延 し、 6 0〜 9 0 %の冷延圧延を施した後、 連 鈍設備で 7 5 0 °C以上 A c 3点 以下の- 範囲で焼鈍し、 あるいはこの焼鈍に引続いて 3 0 0〜4 5 0 °Cで 1 2 0秒以上の過時効処理を行い、 その金属組織においてフヱライト結晶粒径を 1 0 〜2 0 0 mとする冷延鋼板の製造方法である。
また、 本発明は、 表層 S i濃度が 5 %以下である冷延鋼板に電気めつきを施す ことによって得られる 0. 3ェ一ルステツドの直流磁場における比透磁率が 5 0 0以上の地磁気シールド特性に優れた高強度電気めつき鋼板の製造方法であって、 Cまたは Dめっき鋼板と同じ化学成分よりなるスラブを 7 5 0〜9 8 0 °Cで仕上 圧延後 7 0 0 °C以下で巻取り、 6 0〜 9 0 %の冷間圧延を施し、 その後過時効帯 を有する連 鈍設備で 7 5 0 °C以上 A c 3点以下の 範囲での焼鈍を露点 0 。(：以下で行い、 あるいはこの焼鈍に引き続いて 3 0 0〜4 5 0 °Cで 1 2 0秒以上 の過時効処理し、 その金属組織においてフェライト結晶粒径を 1 0〜2 0 0 / m とするめつき鋼板の製造方法である。
さらに本発明は、 ¾ϋ S i濃度が 5 %以下である冷延鋼板に電気めつきを施す ことによって得られる 0. 3エールステツドの直流磁場における比透磁率が 5 0 0以上の地磁気シールド特性に優れた高強度電気めつき鋼板の製造方法であって、 Cまたは Dめっき鋼板と同じ化学成分よりなるスラブを 7 5 0〜9 8 0 °Cで仕上 圧延し、 6 0〜9 0 %の冷間圧延を施した後、 連続焼鈍設備またはライン内焼鈍 式の連続溶融亜鉛めつき設備で 7 5 0 °C以上 A c。点以下の温度範囲で焼鈍し、 あるいは過時効帯を有する連続焼鈍設備またはライン内焼鈍式の連続溶融亜鉛め つき設備で 7 5 0 °C以上 A c 3点以下の温度範囲での焼鈍と 3 0 0〜4 5 0 °Cで 1 2 0秒以上の過時効処理を行い、 その金属組織においてフェライト結晶粒径を 1 0〜2 0 0 mとするめっき鋼板の製造方法である。
本発明によれば、 地磁気に相当する 0. 3エールステツド前後の直流磁場にお ける比透磁率が大きく、地磁気シ一ルド特性が優れていること、 および降伏点で 代表されるような強度力高 L、ことを両立した高強度冷延鋼板および高強度めつき 鋼板を得ることができる。 またプレス加工用の薄鋼板力製造されるのと同じ連続 焼鈍設備またはライン内焼鈍式の連続溶融亜鉛めつき設備を用いて容易に製造で さる c
更に本発明における鋼板を T Vブラゥン管の防爆バンドゃサポートフレームに 適用した場合、 従来品に比べ垂直磁場に対する効果が極めて高く、 T Vブラウン 管の品質向上に大きく寄与する。 更には、 本発明による鋼板は、 家庭電気製品や 自動車、 家具、 建築など薄鋼板が用いられる広い用途に適用可能であり、 産 m± 極めて大きな効果を有する。 図面の簡単な説明
図 1は、 表 4 (ブラウン管の表面を 4分割した象限 A〜Dにおける色ずれ量の 平均値） の象限 A〜Dについての説明図である。
発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、上記の課題を解決するべく、 地磁気に相当する 0. 3エールス テツド前後の直流磁場における比透磁率を大きくすることと、 降伏点で代表され るような強度を高めることの両立には、 Cが 0. 0 0 4 0 %以下の極低炭素鋼を 用いて、 析出強化によらず、 フヱライト結晶粒を微細化せずに固溶強化すること カ肝要であることに着目した。 そして、 鋭意検討を加えた結果、 S i , Mnによ る固溶強ィ匕を主としたうえで、 A 1カ鋼中に実質的に残存しないよう S iによる 脱酸を行うか、 あるいは A 1による脱酸を行う場合には Nに対し一定割合以上の Bを添加することにより、 フヱライト結晶粒径が 1 0〜 3 0 で 0. 3エール ステツドの直流磁場における比透磁率が 5 0 0以上となり、 地磁気シールド特性 を優れたものとできるとを見い出した。
また、 Cが 0. 0 0 4 0 %を超えると磁気時効により地磁気シールド特性が経 年劣化する可能性がある一方、 S i， Mnの添加量が多い場合には Cを 0. 00 40 %以下とすることは必ずしも容易でなく、 地磁気シ一ルド特性のより一層の 改善は困難であるという問題があった。 これらの課題について、 本発明者らはさ らに検討を続けた結果、 磁気時効による地磁気シールド特性の経年劣ィ匕を防ぐた めには S含有量に対し、 M n含有量を一定割合以上とすることが効果的であり、 さらに焼鈍後、 常温までの冷却途上で 300〜450°Cで 120秒以上の過時効 処理を行なうこと力好ましいことを見い出した。
本発明はこのような新しい知見に基づいてなされたものであり、 その要旨とす るところは以下の通りである。
(1) 重量％で、 C： 0. 0003〜0. 0060%、 S i ： 0. 3〜1. 8%、 Mn： 0. 2〜1. 8%、 P： 0. 12 %以下、 S ： 0. 001〜0. 012%、 A 1 ： 0. 005%未満、 N : 0. 0030%以下、 かつ％Mn、 ％Sをそれぞ れ Mn、 S含有量とした場合に、 ％MnZ%S≥60を含有し、 残部 Fe及び不 可避的不純物からなり、 その金属,においてフヱライト結晶粒径が 10〜20 0 ; mであり、 0. 3エールステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上 である地磁気シールド特性に優れた高強度冷延鋼板。
(2) 重量％で、 C： 0. 0003〜0. 0060%、 S i ： 0. 3〜： L. 8%、 Mn： 0. 2〜1. 8%、 P : 0. 12%以下、 S ： 0. 001〜0. 012%、 A 1 ： 0. 005〜0. 04%、 N : 0. 0030 %ΚΙΎ, Β： 0. 0010〜 0. 0030%、 かつ％Mn、 ％S、 ％N、 ％Bをそれぞれ Mn、 S、 N、 B含 有量とした場合に、 ％MnZ%S≥60かつ％B/%N≥0. 5を含有し、残部 F e及び不可避的不純物からなり、 その金属組織においてフェライト結晶粒径が 10〜200 mであり、 0. 3エールステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上である地磁気シールド特性に優れた高強度冷延鋼板。
(3)前記 （1) 、 または （2) に言己載された、 表層 S i が 5%以下の冷延 鋼板に電気めつきを施すことによって得られる 0. 3エールステツドの直流磁場 における比透磁率が 500以上である地磁気シールド特性に優れた高強度電気め つき鋼板。
(4)前記 (1)、 または （2) に記載の 0. 3エールステツドの直流磁場にお ける比透磁率が 500以上の地磁気シールド特性に優れた高強度めつき鋼板。
(5)前記 (1)、 (2)、 （3)、 または （4) に記載の鋼板を用いたテレビ ブラウン管用防爆バンドあるいはアウターマグネチックシールド材。
(6)前記 （1)、 または （2) に記載の化学成分よりなるスラブを 750°C〜 980°Cで仕上圧延し、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 連続焼鈍設備で 7 50°C以上 Ac3点以下の温度範囲で焼鈍し、 その金属組織においてフヱライト 結晶粒径が 10〜200 μπιであり、 0. 3エールステツドの直流磁場における 比透磁率が 500以上である地磁気シールド特性に優れた高強度冷延鋼板の製造 方法。
(7)前記 （1)、 または （2) に記載の化学成分よりなるスラブを 750°C~ 980°Cで仕上圧延し、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 過時効帯を有する 連続焼鈍設備で 750°C以上 A c3点以下の温度範囲での焼鈍と 300〜450 °Cで 120秒以上の過時効処理を行い、 その金属組織においてフェライト結晶粒 径が 10〜200 mであり、 0. 3エールステッ ドの直流磁場における比透磁 率が 500以上である地磁気シールド特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
(8)前記 （3) に記載の化学成分よりなるスラブを 750° (：〜 980°Cで仕上 圧延後 700°C以下で巻取り、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 連続焼鈍設 備で 750°C以上 A c3点以下の温度範囲での焼鈍を露点 0°C以下で行い、 その 金属組織においてフヱライト結晶粒径が 10〜200 inであり、 表層 S i濃度 が 5 %以下である冷延鋼板に電気めつきを施すことによって得られる 0. 3エー ルステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上である地磁気シールド特性 に優れた高強度電気めつき鋼板の製造方法。
(9)前記 （3) に記載の化学成分よりなるスラブを 750° (：〜 980°Cで仕上 圧延後、 700°C以下で巻取り、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 過時効帯 を有する連続焼鈍設備で 750°C以上 A c3点以下の温度範囲での焼鈍を露点 0 °C以下で行った後、 引き続いて 300〜450°Cで 120秒以上の過時効処理し、 その金属組織においてフェライ卜結晶粒径が 10〜200 mであり、 表層 S i ¾gが 5%以下である冷延鋼板に電気めつきを施すことによって得られる 0. 3 エールステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上である地磁気シ一ルド 特性に優れた高強度電気めつき鋼板の製造方法。
(10)前記 （4) に記載の化学成分よりなるスラブを 750° (：〜 980°Cで仕 上圧延し、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 連続焼鈍設備またはライン内焼 I ^の ¾ 溶融亜鉛めつき設備で 750°C以上 A c3 点以下の温度範囲で焼鈍し、 その金属組織においてフヱライト結晶粒径が 10〜200 zmであり、 0. 3ェ —ルステツドの直流磁場におる比透磁率が 500以上である地磁気シールド特性 に優れた高強度めつき鋼板の製造方法。
(11)前記 （4) に記載の化学成分よりなるスラブを 750で〜 980でで仕 上圧延し、 60〜 90%の冷間圧延を施した後、 過時効帯を有する連続焼鈍設備 またはライン内焼鈍式の連続溶融亜鉛めつき設備で 750°C以上 Ac3 点以下の 温度範囲での焼鈍と 300〜450°Cで 120秒以上の過時効処理を行い、 その 金属組織においてフヱライト結晶粒径が 10〜200 mであり、 0. 3エール ステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上である地磁気シールド特性に 優れた高強度めつき鋼板の製造方法。
以下、 本発明を詳細に説明する。
まず、 主要添加元素である C、 S i、 Mn、 P、 S、 Ai、 B、 Nの数値限定 理由について述べる。 Cは、 固溶強化あるいは析出強化により降伏点を高める極めて重要な元素であ る。 本発明の特徴とするように S含有量に対し、 M n含有量を一定割合としても 過時効処理を行なわない場合には 0. 0 0 4 0 %を超えると、 あるいは焼鈍後、 常温までの冷却途上で 3 0 0〜4 5 0 °Cで 1 2 0秒以上の過時効処理を行なった としても 0. 0 0 6 0 %を超えると、 時効にともなう 炭化物の析出に伴なつ て地磁気シールド特性が劣化する。 一方、 Cを 0. 0 0 0 3 %未満とすることは 真空脱ガスに極めて長い時間力必要となり、 製造コストの增大力著しいため好ま しくない。
S iは、 フユライト結晶粒径を大きく変化させずに、 結晶中に固溶して F e原 子を置換し、 結晶格子を歪ませることにより、 降伏点を高める。 一方で地磁気シ —ルド特性への悪影響が小さいため、 降伏点を高める目的で S iを 0. 3 %以上 添加する。 特に過時効処理を省く目的で C含有量を 0. 0 0 4 0 %以下とした場 合に降伏点が 3 0 O M P aを超えるようにするためには S iを 1. 0 %以上を添 加することが望ましい。 しかし、 その添加量が 1. 8 %を超えると、鋼板の表層 に内部酸化層を生じて、 表面欠陥の一因となる。 また ¾Sに S i〇2 の被膜が形 成されて溶融亜鉛めつきを行う場合にめっき密着性が劣化するばかりか、 電気め つき性も著しく劣化する。
M nは、 S iと同じようにフユライ卜結晶粒径を大きく変ィ匕させずに、 結晶中 に固溶して F e原子を置換し、 結晶格子を歪ませることにより、 降伏点を高める。 一方で地磁気シールド特性への悪影響が小さいため、 降伏点を高める目的で 0. 2 %以上添加する。 しかし、 その添加量が 1. 8 %を超えるとフェライト結晶粒 の,ィヒが顕著となり、 地磁気シールド特性が大きく劣化するばかりか、 C量を 本発明範囲とすることと両立するには極めて高コストとなる。 また時効による地 磁気シールド性の劣化を抑えるために、 ％M n、％Sをそれぞれ M n、 S含有量 とした時、 ％M n/% S≥6 0とする必要がある。 ％M nZ% Sく 6 0の場合に は C含有量や過時効処理の有無によらず、 例えば 2 0 0 °Cで 2時間の時効処理に より比透磁率が大きく低下することで分かるように、 時効による地磁気シ一ルド 性の劣化が生じる。
Pは、 フェライト結晶粒を微細化するため、 同じ固溶強化元素とされる S iや M nと比べて地磁気シールド性への悪影響が大きい。 特に降伏点強度を高める必 要がある場合には、 析出強化や加工強化に比べれば地磁気シールド性の劣化が許 容できるものであるため、最大 0. 1 2 %まで添加することができる。 その添加 量が 0. 1 2 %を超えると、 フヱライト結晶粒の^!田ィヒが顕著となり、 地磁気シ 一ルド特性力大きく劣ィヒするばかりか、 中心偏析カ著しいため、 冷間圧延性が劣 化する。 また本発明のような極低炭素鋼板において S iとともに多量に Pを添加 すると脆化が著しく、 これを避けるためには S iの添加量を％S iとした場合に、 Pの添加量を （0. 1 2 - 0. 0 4 x % S i ) %以下とすること力く望ましい。
Sは、 Mn Sを形成して磁壁の移動を阻害し、 またフヱライト結晶粒成長を抑 制することにより、 地磁気シールド特性が劣化するので、 上限を 0. 0 1 2 %と する。 一方、 0. 0 0 1 %未満にすることは製造コストを極めて高くするので好 ましくない。
A 1は、 に鋼の脱酸のために用いられる力 微細な A I Nを析出して磁壁 の移動を阻害し、 またフェライ卜結晶粒成長を抑制するため、 地磁気シールド特 性が劣化する。 このため 0を捕捉するのに過剰となるような添加は好ましくなく、 鋼中に 的に残存しないよう 0. 0 0 5 %未満とする。 しかし、 S i量を添加 する場合にその添加量を 0. 0 0 5 %未満とすることは極めて高コストとなる場 合もあり、 Bを Nに対し一定以上添加した場合にはその悪影響が見られないため、 0. 0 0 5 %以上添加し、 十分に脱酸を行うことが表面性状の向上にとって好ま しい。 一方 0. 0 4 %を超えることは地磁気シールド特性への悪影響が大きいば かりカヽ、 表面性状も劣化させる。 Nは、 ■析出物となって磁壁の移動を阻害し、 地磁気シールド特性を劣化さ せるので 0. 0 0 3 0 %以下とする。 また Nは A 1と化合物を形成することによ り、 磁壁の移動を阻害するとともにフヱライト結晶粒成長を抑制するので、 本発 明では鋼中に A 1力残存する場合には特に Bを添加し、 B Nとして析出させるこ とにより地磁気シールド特性の劣化を抑制する。
Bは、 鋼中に A 1か 存する場合に極めて重要な元素であり、 B Nを形成する ことにより、微細な A 1 Nの析出を抑制し、 地磁気シールド特性を改善する目的 で添加する。 この目的はその添加量が 0. 0 0 1 0 %Ri:で、 かつ％N、％Bを それぞれ N、 B含有量とした場合に、 ％BZ%N≥0. 5である時に達せられる。 一方 Bが 0. 0 0 3 0 %を超える場合にはフヱライ卜結晶粒の成長カ抑制され、 むしろ地磁気シールド特性が劣化することがあるため、 避ける必要がある。
T i、 N b、 C u、 S n、 Z n、 Z r、 M o、 W、 C r、 N i等は、 不可避的 不純物として含まれるが、 本発明の目的とする地磁気シールド特性と高 を両 立するためにはこれらの元素は好ましくなく、 その含有量は合計で 0. 3 %未満 とすることが好ましい。
次に、 本発明鋼板の製造条件の限定理由について述べる。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。 すなわち、 連^造ス ラブゃ薄スラブキャスタ一等で製造したものであればよい。 また銪造後直ちに熱 間圧延を行う連続铸造一直送圧延 （C C— D R) のようなプロセスにも適合する。 熱間圧延の条件は、 特定されるものではない。
熱間圧延の仕上温度は、 7 5 0〜9 8 0 °Cとする。 仕上 が 7 5 0 °C未満の 場合には未再結晶状態の組織力残存し、 冷延性を悪化させるとともに、 冷 焼 鈍後のフェライト結晶粒を 1 0 m以上とすることが容易ではなく、 磁気シール ド特性が劣る。 一方、 9 8 0 °Cを超えるような温度で熱延を仕上げるには加熱温 度を著しく上げることが必要となり好ましくない。 特に冷延、 焼鈍後のフヱライ ト結晶粒の成長を容易にするという観点からは 8 0 0 °C以上 A r 3 点以下とする こと力望ましい。 熱延後の冷却方法および巻取温度は特に限定しないが、 スケー ル厚の増加による酸洗性の劣化と ¾Sへの S i濃化により溶融亜鉛めつきを行う 場合、 めっき密着性力劣ィ匕するばかりか、 電気めつき性も著しく劣化するのを避 けるため、 7 0 0 °C以下とすること力く望ましい。
冷間圧延は通常の条件でよく、 特に効率よくスケールの酸洗を行う目的からそ の圧延率は 6 0 %以上とする。 一方、 9 0 %を超す圧延率で冷間圧延を行うこと は多大の冷延負荷が必要となるため現実的ではな 、。
連続焼鈍設備またはライン内焼鈍式の連続溶融亜鉛めつき設備で焼鈍する際、 その焼鈍温度は 7 5 0 °C以上 A c 3点以下とする。 焼鈍温度が 7 5 0 °C未満では 再結晶が不十分であり、 加工組織力壤存するため、 地磁気シ一ルド特性が著しく 劣化する。 地磁気シールド特性は、 焼鈍 が上昇し、 フヱライト結晶粒が成長 するとともに向上するカ^ A c g点を超すような温度で焼鈍し、 変態による混粒 «力生じると低下することがあるため、 避ける必要がある。 特に S i含有量が 多い場合には焼鈍時に表層へ S i力濃化し、 ¾S S ^¾が5 %以上になると電 気めつき性が劣化するため、 焼鈍は露点 0 °C以下で行なうことが好ましい。 また C含有量が 0. 0 0 4 0 %を超えると、 磁気時効によって地磁気シールド特性の 経年劣化力《起こりやすいため、 焼鈍後室温までの冷却 で 3 0 0〜4 5 0 °Cで 1 2 0秒以上の過時効処理を行なうことが望ましい。 過時効処理の温度が 4 5 0 °Cを超えたり、 その時間が 1 2 0秒未満であると、 Cの析出が不十分であり、 常 温での使用中に微細な炭化物力微細に析出して地磁気シールド特性の経年劣化を 生じる。 一方、 過時効処理の温度を 3 0 0 °C未満とすると、 その間に析出する炭 化物が■化するため、 製造直後の状態でも地磁気シールド特性は優れない。 この後、 必要により、 防锖のために、 例えば Z nめっきや Z n— N iをはじめ とした合金めつきなどの表面処理、 さらにはその上に有機^^処理などを施して も、 本発明の特徴とする地磁気シールド特性への影響は見られない。
また、 焼鈍後、 調質圧延や鋼板の剪断、 部品形状への加工にともなって 0. 3 エールステツド前後の直流磁場における比透磁率は低下する力 T Vブラウン管 の防爆バンドゃサポートフレームは約 6 0 0 °Cから強制冷却した時の熱収縮によ り圧縮した、 すなわち焼きばめ状態で使用されるため、 6 0 0 °Cに再加熱される 過程で ¾Dされたひずみの多くが解放され、 地磁気シールド特性、 すなわち 0. 3エールステツド前後の直流磁場における比透磁率は焼鈍直後の状態と大きくは 違わない。 すなわち、 地磁気シ一ルド特性が優れることと、 降伏点で代表される ような が高いことを両立できる。
実施例 表 1に示す組成からなる鋼を、 表 2に示す条件により 3. 0〜6. Omm厚に 熱間圧延し、 酸洗し、 冷間圧延を施して 0. 7〜1. 6mm厚の冷間圧延鋼帯と した後、 連,鈍設備を用いて表 2に示すような条件の熱処理を行い、 さらに伸 び率 0. 3%の調質圧延を行った。 このようにして製造された鋼帯から圧延方向 に平行に J I S 5号試験片を切り出し、 常温での引張試験を行うことにより、 降 伏強さ （YP)、 引張強さ （TS) を求めた。 また同じ鋼帯から切り出した 30 mmx 30 Ommの試料を組み合わせ、 J I S C 2550に準拠した直流エブ スタイン法により、 0. 3エールステッドの直流磁場における比透磁率を求めた。 また 200°Cで 2時間の時効処理をしてから改めて比透磁率の測定を行なうこと により、 その経年変ィ匕を調べた。 さらに断面を腐食後、 倍率 100倍で光学顕微 鏡観察することにより、 フェライト結晶粒の平均粒径を求めた。 これらの結果を まとめて、 表 2に示す。
表 2から明らかなように、 本発明に規定する化学組成を有し、 フヱライト結晶 粒径が 10〜200 である試料 No. 1， 2， 4, 7, 8， 10, 12， 1 9, 27， 28， 31， 33, 35は、 降伏点が 30 OMP a以上であると同時 に、 0. 3エールステッドの直流磁場において 500以上の比透磁率を有し、 そ の時効劣ィ匕が見られないことから、 高強度と地磁気シールド性に優れること力両 立していることからわかる。 これに対し本発明に規定する化学組成を有し、 適切 な熱延、 冷延条件で製造され、 焼鈍温度も適切であったとしても、 Cが 0. 00 40 %を超える場合には過時効処理の条件が不適切であると地磁気シールド特性 が劣る。 例えば試料 No. 32のように製造直後の状態であっても比透磁率が小 さく、 地磁気シールド特性が優れなかったり、 あるいは試料 No. 25， 26， 29, 34のように製造直後には比透磁率が比較的大きくとも、 経年とともに地 磁気シールド特性が劣化すると推定される。
また本発明に規定する化学組成を有しても、 製造条件が不適切であり、 試料 N 0. 9， 11， 15， 30， 36のようにフェライ ト結晶粒径が 10〜200 mの範囲になく、 特に未再結晶粒力含まれたり、 混 膽となる時には 0. 3ェ 一ルステツドの直流磁場における比透磁率は 500未満であり、 地磁気シールド 特性が優れない。 また試料 No. 5， 6, 13， 14のように表層 S i濃度が 5 %を超えると電気めつき性が極めて悪ィ匕する。
—方、 試料 No. 7, 37のように、 ％MnZ%Sが 60未満となるような鋼 では、 本発明による過時効処理を行ったとしても比透磁率の経年劣化が大きい。 また試料 No. 24のように S i含有量が多い場合には本発明成分以外の鐧でも 降伏点が高く、 比透磁率も大きく、 その経年劣化もないことを実現できるが、 電 気めつき性が劣化するため、 工業製品として広範に利用できない。 またそれ以外 で本発明成分を外れる鋼では試料 No， 16, 17のように 0. 3エールステツ ドの直流磁場において、 500以上の比透磁率を有したとしても 30 OMP a以 上の降伏点を得ることが難しかったり、 あるいは試料 No. 18， 20〜23の ように降伏点が 30 OMP a以上であってもフヱライト結晶粒径を 10〜200 //mとすることが難しいために、 また試料 No. 38のように Cが 0. 0060 %を超えると、 0. 3エールステッ ドの直流磁場における比透磁率は 500未満 であり、 地磁気シ一ルド特性が優れな L、。
例 2
表 1に示す組成からなる鋼 C、 Dを、 表 3に示す条件により 4. 5〜6. Om m厚に熱間圧延し、 酸洗し、 1. 0〜1. 6 mm厚に冷間圧延した後、 ライン内 焼鈍式の連続溶融亜鉛めつき設備を用いて、 表 2に示すような条件の熱処理を行 いながらその表層に溶 ¾Φ鉛めつきを付した鋼帯に、 さらに伸び率 0. 3%の調 質圧延を行った。 このようにして製造された鋼帯から圧延方向に平行に J I S 5 号試験片を切り出し、 常温での引張試験を行うことにより、 降伏強さ （Y P) 、 引張強さ （T S ) を求めた。 また同じ鋼帯から切り出した 3 O mm x 3 0 O mm の試料を組み合わせ、 J I S C 2 5 5 0に準拠した直流ェプスタイン法 bによ り、 0. 3エールステッ ドの直流磁場における比透磁率を求めた。 また 2 0 0 °C で 2時間の時効処理をしてから改めて比透磁率の測定を行なうことにより、 その 経年劣化を調べた。 さらに断面を腐食後、 倍率 1 0 0倍で光学顕微鏡観察するこ とにより、 フェライト結晶粒の平均粒径を求めた結果をまとめて、 表 3に示す。 表 3から明らかなように、 本発明に規定する化学組成を有し、 フェライト結晶 粒径が 1 0〜2 0 0 // mである試料 N o . 1， 2， 4， 5は降伏点が 3 0 0 M P a以上の高 冷延鋼板であると同時に、 0. 3エールステッドの直流磁場にお いて、 5 0 0以上の Jfc 磁率を有し、 地磁気シールド特性が優れる。 これに対し 試料 N o . 3， 6のように、 本発明に規定する化学組成を有しても、製造条件が 不適切であり、 フェライト結晶粒径が 1 0〜 2 0 0 mの範囲になく、 特に未再 結晶粒が含まれたり、 混 ϋ 織となる時には 0. 3エールステツドの直流磁場に おける ifc 磁率は 5 0 0未満であり、 地磁気シールド特性に優れない。
難例 3
表 1の鋼 G (本発明鋼） および鋼 Q (比較鋼） を用いて、 それぞれ表 2の試料 番号 1 2 (本発明例） および 3 0 (比較例） に示す製造条件で製造した電気めつ き鋼板をテレビブラウン管用防爆バンドあるいはアウターマグネチックシールド 材に適用した時の地磁気シールド性を評価した。
地磁気シールド性の評価は、 以下の手法に基づき行った。
垂直磁界 0. 3 5エールステツドと水平磁界 0. 3エールステツドを印加した 環境下において、 テレビブラウン管を東 Z西 Z南/北と順次向きを変え、 その各 方向下における基準点からの電子ビームの色ずれ量を B hとする。 水平磁界 0ェ 一ルステツ ド下での垂直時間を 0. 3 5エールステツ ドに変化させた時の電子ビ 一ムの色ずれ量を B Vとした。 それぞれ絶対値が小さいほど色ずれ量が少なく、 テレビブラゥン管の地磁気シールド性が優れていることを示す。
地磁気シールド性の評価結果を、 表 4に示す。 表 4の結果から明らかなように、 本発明例に係る 2 1型および 3 6型 T Vブラウン管用防爆バンドにおける象限 A 〜 Dの B hおよび B Vは、 比較例に係るものに比べいずれもその絶対値が小さ 、 値を示しており、 改善が図られていることが分る。 このことから、 本発明による テレビブラゥン管は色ずれ量が少なく、 地磁気シールド性に優れていること力確
»、 0 J
なお、 表 4の象限 A〜Dについては図 1にその説明を示す。 また表 4の改善率 (%) = (比較例一本発明例） Z比較例 X 1 0 0で表す。
[表 1]
Figure imgf000020_0001
(注） アンダーラインは本発明範囲外
9 2]
Figure imgf000021_0001
(注） アンダーラインは本発明範囲外 ほ 2] つづき
Figure imgf000022_0001
(注） アンダーラインは本発明範囲外 3]
Figure imgf000023_0001
(注） アンダーラインは本発明範囲外
3] つづき
Figure imgf000024_0001
(注） アンダーラインは本発明範囲外
[表 4] ブラウン管の表而を 4分割した象限 A〜Dにおける色ずれ ffiの平均値
Figure imgf000025_0001

Claims

請求の範囲
1. 重量％で、 C ： 0. 0003〜 0060%、 S i ： 0. 3〜1. 8 %、 Mn ： 0. 2〜1. 8%、 P ： 0. 12%以下、 S ： 0. 001〜0. 01 2%、 A 1 ： 0. 005%未満、 ： 0. 0030%以下、 かつ％Mn、％Sを それぞれ Mn、 S含有量とした場合に、 ％Mn ％S≥60を含有し、 残部 F e 及び不可避的不純物からなり、 その金属組織においてフェライト結晶粒径が 10 〜200 111でぁり、 0. 3エールステッドの直流磁場における比透磁率が 50 0以上であることを特徵とする地磁気シ一ルド特性に優れる高強度冷延鋼板。
2. 重量％で、 C ： 0. 0003〜0. 0060%、 S i ： 0. 3〜1. 8 %、 Mn ： 0. 2〜1. 8%、 P ： 0. 12%以下、 S ： 0. 001〜0. 01 2%、 A 1 ： 0. 005〜0. 04%、 N： 0. 0030%以下、 B ： 0. 00 10〜0. 0030%、 かっ％Mn, %S, %N, %Bをそれぞれ Mn， S， N， B含有量とした場合に、 ％Mn/%S≥60かつ％B/%N≥ 0. 5を含有し、 残部 F e及び不可避的不純物からなり、 その金属組織においてフヱライト結晶粒 径が 10〜200 zmであり、 0. 3エールステツドの直流磁場における比透磁 率が 500以上であることを特徵とする、 地磁気シールド特性に優れた高 ¾ 冷 延鋼板。
3. 表層 S i濃度が 5 %以下の冷延鋼板に電気めつきを施すことによって得 られる 0. 3エールステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上である請 求項 1、 または 2に記載された、 地磁気シールド特性に優れた高強度電気めつき 鋼板。
4. 0. 3エールステッ ドの直流磁場における比透磁率が 500以上である 請求項 1、 または 2に記載された地磁気シ一ルド特性に優れた高強度めつき鋼板。
5. 請求項 1、 2、 3、 または 4に記載の鋼板を用いたテレビブラウン管用 防爆バンドあるいはアウターマグネチックシールド材。
6. 請求項 1、 または 2に記載の化学成分よりなるスラブを 750°C〜98 0°Cで仕上圧延し、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 連続焼鈍設備で 750 °C以上 点以下の温度範囲で焼鈍し、 その金属組織においてフヱライト結晶 粒径が 10〜200 ^mであり、 0. 3エールステツ ドの直流磁場における比透 磁率が 500以上であることを特徵とする地磁気シールド特性に優れた高 ¾ ^冷 延鋼板の製 法。
7. 請求項 1、 または 2に記載の化学成分よりなるスラブを 750°C〜98 0°Cで仕上圧延し、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 過時効帯を有する連続 焼鈍設備で 750°C以上 A c3点以下の温度範囲での焼鈍と 300〜450°Cで 120秒 £Lhの過時効処理を行い、 その金属 においてフェライト結晶粒径が 10〜200 であり、 0. 3ェ一ルステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上であることを特徴とする地磁気シールド特性に優れた高 冷延鋼板 の製造方法。
8. 請求項 3に記載の化学成分よりなるスラブを 750° (：〜 980 °Cで仕上 圧延後 700°C以下で巻取り、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 連続焼鈍設 備で 750 以上八じ3 点以下の温度範囲での焼鈍を露点 0°C以下で行い、 その 金属組織においてフェライト結晶粒径が 10〜200 i mであり、 ¾JiS i- . が 5%以下である冷延鋼板に、 電気めつきを施すことによって得られる 0. 3ェ 一ルステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上であることを特徵とする、 地磁気シールド特性に優れた高強度電気めつき鋼板の製造方法。
9. 請求項 3に記載の化学成分からなるスラブを 750° (：〜 980 °Cで仕上 圧延後 700°C以下で巻取り、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 過時効帯を 有する連続焼鈍設備で 750°C以上 A c3点以下の温度範囲での焼鈍を露点 0°C 以下で行った後、 引き続いて 300〜450°Cで 120秒以上の過時効処理し、 その金属組織においてフヱライト結晶粒径が 10〜200 μπιであり、 表層 S i ^が 5 %以下である冷延鋼板に、 電気めつきを施すことによって得られる 0. 3エールステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上であることを特徴と する、 地磁気シールド特性に優れた高強度電気めつき鋼板の製造方法。
10. 請求項 4に記載の化学成分からなるスラブを 750 °C〜 980てで仕 上圧延し、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 連続焼鈍設備またはライン内焼 鈍式の連続溶融亜鉛めつき設備で 750°C以上 A c。 点以下の温度範囲で焼鈍し、 その金属組織においてフヱライト結晶粒径が 10〜200 /zmであり、 0. 3ェ 一ルステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上であることを特徵とする 地磁気シールド特性に優れた高強度めつき鋼板の製造方法。
11. 請求項 4に記載の化学成分よりなるスラブを 750° (：〜 980°Cで仕 ±H延し、 60〜90%の冷間圧延を施した後、 過時効帯を有する連続焼鈍設備 またはライン内焼鈍式の連続溶融 めっき設備で 750°C以上 A c0点以下の 温度範囲での焼鈍と 300〜 450 °Cで 120秒以上の過時効処理を行い、 その 金属組織においてフェライト結晶粒径が 10〜200 /zmであり、 0. 3エール ステツドの直流磁場における比透磁率が 500以上であることを特徴とする地磁 気シールド特性に優れる高強度めつき鋼板の製造方法。
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