WO2004092433A1 - ブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板およびその製造法 - Google Patents

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WO2004092433A1
WO2004092433A1 PCT/JP2004/005207 JP2004005207W WO2004092433A1 WO 2004092433 A1 WO2004092433 A1 WO 2004092433A1 JP 2004005207 W JP2004005207 W JP 2004005207W WO 2004092433 A1 WO2004092433 A1 WO 2004092433A1
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Tsunetoshi Suzaki
Kentaro Hirata
Yuichi Higo
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Nisshin Steel Co., Ltd.
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    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having good geomagnetic shielding properties used for a cathode ray tube band for fastening around a panel portion of a cathode ray tube (cathode ray tube) incorporated in a television, office automation equipment, and the like, and a method for producing the same.
  • Background art
  • the outer periphery of the panel is fastened with steel bands to prevent concave deformation of the front panel and explosion, and to prevent the panel glass from scattering at the time of explosion.
  • a soft magnetic, high-strength plated steel sheet having a thickness of about 0.8 to 2.0 mm is used.
  • the band material Due to the tightening force, the shape of the front surface of the panel, which is concavely deformed due to the high vacuum inside the tube, is correctly corrected.
  • the band material has a function as a “geomagnetic shield material” that uses its soft magnetism to prevent geomagnetism from entering the cathode ray tube. Therefore, the bran tube band material is required to have high strength and high magnetic permeability in a weak DC magnetic field such as geomagnetism. In particular, as high strength properties, those which can stably obtain a yield stress of 300 N / mm 2 or more are desired.
  • high strength and high permeability of steel are contradictory characteristics.
  • precipitation strengthening by the addition of Ti, Nb, etc. which are effective means for increasing the strength of steel sheets, strengthening by reducing the crystal grain size of the fly, and rolling by imparting processing strain
  • Patent Document 1 JP-A-10-208670
  • Patent Document 2 JP-A-10-214578
  • Patent Document 3 JP-A-11-140601
  • Patent Document 4 JP-A-11-293397
  • Patent Document 5 JP 2000-290759 A
  • Patent Document 6 JP 2001-040417 A
  • Patent Document 7 JP 2001-040418 A
  • Patent Document 8 JP 2001-040419 A
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a method for manufacturing a CRT band using a cold-rolled steel sheet having a C force of 0.05% or less, that is, a so-called ⁇ silicon steel sheet, '' in which Si is added at 1% or more. ing.
  • the material property required for improving the geomagnetic shielding properties is the magnetic permeability in a weak DC magnetic field, so that low iron loss in the alternating magnetic field, which is a characteristic of silicon steel sheets, is not required.
  • the addition of a large amount of Si under the condition of extremely low carbon with C ⁇ 0.005% raises the cost of steelmaking and, at the same time, significantly reduces the toughness and ductility of the steel material, resulting in hot rolling and cold rolling. In this case, cracking is likely to occur and productivity is poor.
  • so-called temper color is liable to be generated due to oxidation of Si on the surface layer, which causes a decrease in plating adhesion o
  • Patent Document 3 discloses the application of Ti-added steel.
  • Ti-added steel has a high recrystallization temperature and leads to an increase in manufacturing costs.
  • fine precipitated carbonitrides directly hinder the movement of the domain wall, and also reduce the size of the crystallites of the fly, lowering the magnetic permeability.
  • Patent Document 4 discloses a technique in which the strength is enhanced by positively utilizing the strain caused by the addition of P and temper rolling, and the low-field magnetic properties are improved by controlling the balance between the crystal grain size and the temper rolling.
  • Patent Literature 5 discloses a technique in which magnetic properties are improved and steel is strengthened based on the addition of Si and Mn.
  • Patent Documents 6 to 9 use age hardening by solid solution C to increase the strength and control the precipitation morphology and size of cementite and the size of the fly crystal to reduce ultra-low carbon and reduce Si. There is disclosed one that achieves both high strength and high magnetic permeability without requiring a large amount of addition. According to the studies by the inventors, it has been found that the disclosed methods do not always provide a high yield stress of 300 N / mm 2 or more stably. . Purpose of the invention
  • the present invention provides a steel sheet for a cathode ray tube band aimed at strengthening the high permeability of without using a precipitation strengthening element such as addition of a large amount and T i of S i, in particular, 3 0 0 N / mm 2 or more
  • a precipitation strengthening element such as addition of a large amount and T i of S i, in particular, 3 0 0 N / mm 2 or more
  • the purpose is to provide a technology that can stably realize high yield stress. Disclosure of the invention
  • the present inventors have studied in detail the means for achieving stable high strength without deteriorating the magnetic properties. Found to be effective. Further, by appropriately containing C and Si, it is possible to further improve the strength, and it is possible to prevent the cost rise due to the extremely low C and the deterioration of the adhesion due to the high Si. Furthermore, it has been confirmed that by strictly controlling the crystal grain size of the fly, it is possible to achieve stable high strength without hindering high permeability. The present invention has been completed based on these findings.
  • the balance has a chemical composition consisting of Fe and unavoidable impurities, and the crystal grain size of the fly is 10 to 100m, yielding
  • the diameter of the fly crystal means the average particle diameter. Therefore, crystal grains having a particle size of less than 10 m or more than 100 / m may be present in the fly structure.
  • C 0.003 to 0.010%
  • Si 0.5 to 1.0%
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • P 0.04-0.15%
  • S 0.02% or less
  • N 0.04% or less
  • the remainder is Fe and inevitable consists impurities, and has a chemical composition satisfies the following formula (1)
  • Fuwerai preparative crystal grain size is the 1 0 to 1 0 0 / zm
  • CRT band yield stress is 3 0 0 N / mm 2 or more
  • the C content can exceed 0.005% to 0.010%, and the relative magnetic permeability 0.35 in a DC magnetic field of 0.350e (Elsted) is 400%.
  • the steel sheet can have a Zn-based or A1-based plating layer on its surface.
  • Zn-based plating means that at least 50% by mass or more of Zn is in the composition of the plating layer.
  • A1-based plating is at least 5% in the composition of the plating layer. It means that 0 mass% or more is A1.
  • the steel sheet when the steel sheet is manufactured by performing cold rolling and annealing once or more times after hot rolling, (1)
  • the winding temperature in hot rolling should be 600 to 700 ° C,
  • final cold rolling rate and “final annealing temperature” mean the cold rolling rate and annealing temperature in the case of a manufacturing process in which cold rolling and annealing are performed once. In the case of a manufacturing process in which annealing is performed a plurality of times, it means the cold rolling reduction and the annealing temperature in the final round.
  • the recrystallization characteristics of the steel refer to the relationship between the cold rolling reduction and the annealing temperature, which affect the crystal grain size after annealing, which is determined in advance for the steel to be manufactured.
  • Plating can be performed after the final annealing in the above-mentioned manufacturing method. In that case, the following process (a) or (b) can be adopted.
  • the final annealing is followed by immersion in the fusion plating bath. Therefore, the crystal grain size of the plated metal is adjusted to be 10 to 10.
  • C is effective for increasing the strength of the steel. If the C content is less than 0.003% by mass, sufficient strengthening ability cannot be obtained, and such a low C content unnecessarily increases the load in steelmaking, so that it is not preferable in the present invention. On the other hand, if the C content exceeds 0.010% by mass, deterioration of magnetic properties becomes a problem. For this reason, in the present invention, the C content is specified to be 0.003 to 0.010 mass%. A particularly desirable C content range is more than 0.005 to 0.010% by mass.
  • Si contributes to high strength as a solid solution strengthening element. 0.5% by mass or more is required to exert its effect sufficiently. However, since a large amount of Si content deteriorates workability and adhesion, the upper limit is set to 1.0% by mass.
  • Mn contributes to high strength as a solid solution strengthening element, and is more advantageous than Si addition from the viewpoint of plating adhesion. Therefore, in the present invention, the strengthening action is positively utilized by adding 1.0% by mass or more of Mn. However, care must be taken if the content exceeds 2.0% by mass, because the workability will deteriorate and the plating adhesion will also deteriorate.
  • P contributes to increasing the strength as a solid solution strengthening element, but it is deflected to the grain boundaries in the steel, resulting in the adverse effect of deteriorating the manufacturability and the toughness of the steel.
  • P is positively set in the range of 0.04 to 0.15 mass%. To increase the strength.
  • S is present in steel sheets as inclusions and degrades bending workability and magnetic properties, so it must be reduced to 0.02 mass% or less.
  • A1 can be added as needed as a deoxidizing agent. However, if a large amount of A 1 N is formed in the steel sheet, the magnetic properties are deteriorated. Therefore, the content should be 0.030 mass% or less.
  • N is present in the steel sheet as a precipitate such as A 1 N and degrades the magnetic properties, it should be reduced to 0.004% by mass or less in the present invention.
  • a high yield stress of 300 N / mm 2 can be stably realized by adjusting the crystal grain size as described below.
  • Ox 10_ 4 is a Mitasuko more preferred.
  • the steel sheet of the present invention substantially exhibits a single phase structure of a light when used for a CRT band. It is known that it is generally effective to increase the crystal grain size to improve the magnetic permeability. On the other hand, steel It is also known that a smaller crystal grain size is generally more advantageous for improving the strength of steel. Therefore, it is important to adjust the crystal grain size to satisfy both magnetic properties and strength. Regarding magnetic properties, if a band material with a characteristic of “relative permeability ⁇ 0.35” in a DC magnetic field of 0.35 Oe is 400 or more, the shielding effect against geomagnetism will be sufficient. It is. On the other hand, as for strength, a yield stress of 300 N / mm 2 or more is required as described above.
  • the present inventors have studied in detail a steel sheet having the above composition, and found that these properties can be satisfied when the grain size of the graphite is adjusted to the range of 100 to 100 m.
  • “0.35” can be increased to 400 or more by increasing the ferrite crystal grain size to 10 ⁇ m or more, and 300 N / m to 100 ⁇ m or less.
  • a yield stress of mm 2 or more is obtained.
  • the more preferable lower limit of the size of the fly crystal is 15 m.
  • the crystal grain size can be controlled by adjusting the winding temperature in hot rolling, as described below, and by an appropriate combination of the cold rolling reduction and the final annealing temperature.
  • the steel sheet of the present invention is desirably used in a state where Zn-based plating or A1-based plating has been applied.
  • the plating method There is no particular limitation on the plating method, and any of melting plating and electric plating may be used as long as the above crystal grain size is finally obtained.
  • Zn plating, A1 plating, Zn—4 to; 13% A1—1 to 4% Mg plating, etc. can be adopted.
  • electric plating Zn plating, Zn—10 ⁇ 16% Ni plating etc. can be adopted.
  • a general steel sheet manufacturing line can be used for manufacturing the steel sheet of the present invention, and no special process is required. That is, after the steel is melted, hot rolling, cold rolling, annealing, and, if necessary, temper rolling can be performed. Cold rolling and annealing can be repeated one or more times depending on the desired sheet thickness.
  • manufacturing conditions must be devised in order to control the crystal grain size in the range of 100 to 100 ⁇ m.
  • the winding temperature after hot rolling must be 600 ° C. or higher. This is because the A 1 N precipitation is sufficiently advanced in advance during winding to grow the A 1 N particles.
  • the winding temperature after hot rolling is set to 600 to 700 ° C.
  • a 1 N is sufficiently deposited and grown in advance. Then, by appropriately combining the “rolling ratio” of the final cold rolling with the “temperature” of the final annealing, the final control of the fine grain size in the range of 100 to 100 ⁇ m is achieved. I do.
  • the rolling ratio of the final cold rolling is preferably set to 10% or more so that recrystallization easily occurs in subsequent annealing.
  • the final annealing temperature is in the range of 750 to 900 ° C. If the temperature is lower than 750 ° C, recrystallization may not be sufficiently completed. If the temperature is higher than 900 ° C, the effect of recrystallization is saturated, and the production cost is unnecessarily increased.
  • the heating and holding time in the final annealing does not need to be particularly specified, but is preferably about 15 to 120 seconds.
  • An appropriate combination of the final cold rolling rate and the final annealing temperature can be easily determined by conducting a test and examining the relationship between the cold rolling rate and the annealing temperature on the grain size after annealing and graphing the results. You can know.
  • ⁇ inline plating '' can be performed using a continuous line in which the annealing equipment and plating equipment are integrated.
  • the annealing before plating needs to be the “final annealing” specified in the present invention. That is, in the annealing equipment of the continuous melting line, the final annealing is performed at an appropriate temperature in the range of 750 to 900 ° C.
  • a method can be adopted in which the steel sheet is immersed in a melting plating bath to perform plating.
  • electrical Zn-based plating it is usually done on a separate line after the final annealing.
  • the electroplating may be performed after the temper rolling described below, or may be performed before the temper rolling.
  • the temper rolling reduction should be 1.5% or less, since the magnetic properties deteriorate if excessive strain is applied. If the temper rolling reduction is 1.5% or less, it can be seen that the grain size of the graphite does not substantially change before and after the temper rolling.
  • a slab having the chemical composition shown in Table 1 was hot-rolled to a thickness of 2.3 mm under the conditions of a hot rolling finish temperature of 920 ° C and a winding temperature of 650 ° C. mm. Thereafter, continuous annealing (final annealing) was performed at 85 Q ° C. Temper rolling is not applied.
  • the ferrite crystal grain size was measured by a cutting method according to JIS G 0552 on a cross section including the rolling direction and the thickness direction of the steel sheet.
  • the yield stress was determined from a stress-strain curve obtained by conducting a tensile test using a JIS No. 5 tensile test piece cut out in the rolling direction.
  • Table 2 shows the results. Table 2 Blow welding Yield Relative permeability
  • the winding crystal temperature, the combination of the cold rolling ratio and the annealing temperature, and the temper rolling ratio were all set to appropriate conditions, so that the crystal grain size of the fly was within an appropriate range.
  • a high yield strength of at least 400 N / mm 2 and a high relative magnetic permeability of / 400 or more were obtained.
  • sufficient shielding against geomagnetism can be achieved without adding a large amount of Si or adding a precipitation strengthening element such as Ti, and using ordinary steel plate manufacturing equipment. and has a gender, production of high-strength "high-permeability steel sheet exhibiting stable 3 0 0 N / mm 2 higher than the yield stress becomes possible. Therefore, the steel sheet according to the present invention is extremely useful as a steel sheet used for a recent cathode ray tube band, which is required to have higher reliability as the cathode ray tube becomes thinner.

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Abstract

質量%で、C:0.003～0.010%,Si:0.5～1.0%,Mn:1.0～2.0%,P:0.04～0.15%,S:0.02%以下,Al:0.030%以下,N:0.004%以下,残部がFeおよび不可避的不純物からなり、C×Mn×P≧2.5×10-4を満たす化学組成を有し、フェライト結晶柆径が10～100μm、降伏応力が300N/mm2以上であり、好ましくは0.35Oeの直流磁場における比透磁率μ0.35が400以上であるブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板。この鋼板は、熱延巻取り温度を600～700℃とし、かつ冷延率と750～900℃の範囲での焼鈍温度を適正に組み合わせることにより製造できる。Zn系またはAl系のめっきを施してもよい。また、1.5%以下の調質圧延を施すこともできる。

Description

明 細 書 ブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板およびその製造法 技術分野
本発明は、 テレビ， O A機器等に組み込まれる陰極線管 （ブラウン管） のパネル部周囲を締結するブラウン管バンドに用いる地磁気シールド性の 良好な高強度鋼板およびその製造法に関する。 背景技術
ブラウン管の内部は高真空が保たれていので， 前面パネルの凹状変形や 爆発の防止、 また爆発時のパネルガラス飛散防止のために、 パネル外周は 鋼製のバンドで締結されている。 このブラウン管バンドには板厚 0 . 8〜 2 . 0 m m程度の軟磁性 ·高強度めつき鋼板が使用される。 ブラウン管バ ン ドの締結に際しては、 所定形状に加工されたバン ドを 4 5 0〜5 5 0 °C 程度に加熱して熱膨張させ、 これをパネル部の周囲に装着したのち直ちに 急冷する 「焼きばめ法」 が採用され、 バン ドの緊締により強い締め付け力 が得られるようになつている。 その締め付け力により、 管内が高真空であ るために凹状に変形したパネル前面の形状が正しく補正される。 また、 バ ンド材はその軟磁性を利用して、 ブラウン管内部への地磁気の侵入を防止 する 「地磁気磁気シールド材」 としての機能を有する。 したがって、 ブラ ゥン管バンド材には高強度と地磁気程度の弱い直流磁場中における高い透 磁率が要求される。 特に高強度特性としては、 3 0 0 N / m m 2 以上の降 伏応力が安定して得られるものが望まれる。
一般的に、 鋼の高強度化と高透磁率化は相反する特性である。 例えば、 鋼板の高強度化に有効な手段である T i ， N b 等の添加による析出強化、 フ ライ ト結晶粒径の微細化による強化、 および加工歪みの付与による転 位強化等の強化方法は、 いずれも透磁率を低下させる。
このような相反する特性をできるだけ満足させるベく、 従来から種々の ブラウン管バンド用の鋼が開発されており， 例えば下記の特許文献に記載 のものが知られている。
特許文献 1 特開平 10— 208670号公報
特許文献 2 特開平 10 - 214578号公報
特許文献 3 特開平 11— 140601号公報
特許文献 4 特開平 11 - 293397号公報
特許文献 5 特開 2000— 290759号公報
特許文献 6 特開 2001— 040417号公報
特許文献 7 特開 2001— 040418号公報
特許文献 8 特開 2001— 040419号公報
特許文献 9 特開 2001— 040420号公報
特許文献 1 と 2には、 S i を 1 %以上添加し、 C力 0 . 0 0 5 %以下で ある冷延鋼板、 いわゆる 「けい素鋼板」 を用いてブラウン管バンドを製造 する方法が開示されている。 しかし、 地磁気シールド性向上に必要な材料 特性は， 弱い直流磁場での透磁率であるから、 けい素鋼板の特徴である交 流磁場での低鉄損は必要ない。 また、 C≤ 0 . 0 0 5 %の極低炭素とした 上での S iの多量添加は製鋼コストを高騰させると同時に、 鋼材の靱性 · 延性を著しく低下させて熱間圧延および冷間圧延において割れの発生を招 きやすく、 生産性に劣る。 加えて、 焼鈍時に表層部の S iの酸化によるい わゆるテンパーカラーが生じやすく、 めっき密着性を低下させる原因とな る o
特許文献 3には T i添加鋼の適用が開示されている。 し力、し、 T i添加 鋼は再結晶温度が高く製造コス トの増加につながる。 同時に、 微細な析出 炭窒化物は直接磁壁の移動を妨げるとともに、 フ ライ ト結晶粒径も微細 化し、 透磁率が低下する。 特許文献 4には P添加および調質圧延による歪みを積極活用することで 高強度化し、 結晶粒径と調質圧延のバランス制御で低磁場磁気特性の改善 を図ったものが開示されている。 特許文献 5には S i と M n添加を行うこ とをベースとして磁気特性の向上と鋼の強化を図ったものが開示されてい る。 特許文献 6〜9には固溶 Cによる時効硬化を高強度化に利用し、 セメ ンタイ 卜の析出形態， サイズおよびフ ライ ト結晶粒径を制御することに より極低炭素化や S iの多量添加を必要とせず高強度化と高透磁率化の両 立を図ったものが開示されている。 し力、し、 発明者らの検討によれば、 こ れらに開示の方法では必ずしも 3 0 0 N /m m 2 以上の高い降伏応力が安 定して得られるとは限らないことがわかった。 発明の目的
本発明は、 S iの多量添加や T i等の析出強化元素を用いることなく高 強度化と高透磁率化を狙ったブラウン管バンド用の鋼板において、 特に、 3 0 0 N / m m 2 以上の高い降伏応力が安定して実現できる技術を提供す ることを目的とする。 発明の開示
本発明者らは、 磁気特性を劣化させずに安定した高強度化を達成する手 段について詳細に検討した結果、 鋼材の強化機構として M n， Pによる固 溶強化を利用することが非常に有効であることを見出した。 そして、 C， S iを適度に含有させることで一層の強度向上が可能になるとともに、 極 低 C化によるコス ト上昇や高 S i化によるめつき密着性の劣化が防止でき る。 さらに、 フ ライ ト結晶粒径を厳密に制御することにより高透磁率化 を妨げることなく安定した高強度化の達成が可能であることが確かめられ た。 本発明はこれらの知見に基づいて完成したものである。
すなわち、 本発明によれば， 質量％で、 C ： 0 . 0 0 3〜 0 . 0 1 0 %， S i ： 0. 5 - 1. 0 %, Mn ： 1. 0 ~ 2. 0 %, P ： 0. 0 4〜 0. 1 5 %， S : 0. 0 2 %以下， A 1 : 0. 0 3 0 %以下， N : 0. 0 0 4 %以下， 残部 が F eおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、 フ ライ ト結晶粒 径が 1 0〜 1 0 0 mであり、 降伏応力が 3 0 O N/ mm2 以上であるブ ラウン管バン ド用高強度高透磁率鋼板を提供する。 ここで、 フ ライ ト結 晶粒径は平均粒径を意味する。 したがって、 フ ライ ト組織中に粒径が 1 0 m未満あるいは 1 0 0 /mを超えるような結晶粒が存在していても構 わない。
さらに， 本発明によれば， 質量％で、 C : 0. 0 0 3〜 0. 0 1 0 %, S i ： 0. 5 - 1. 0 %, Mn : 1. 0 - 2. 0 %, P ： 0. 0 4 - 0. 1 5 %, S ： 0. 0 2 %以下， A 1 ： 0. 0 3 0 %以下， N ： 0. 0 0 4 %以下， 残部 が F eおよび不可避的不純物からなり， かつ下記（1) 式を満たす化学組成 を有し、 フヱライ ト結晶粒径が 1 0〜 1 0 0 /zmであり、 降伏応力が 3 0 0 N/mm2 以上であるブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板を提供す る。
C ΧΜη X P≥ 2.5X10— 4 · · · · (1)
ここで、 （1) 式左辺の C, Mnおよび Pの箇所にはそれぞれ C， Mnお よび Pの含有量を質量％で表した値が代入される。
前記の鋼板において， C含有量は 0. 0 0 5 %を超え〜 0. 0 1 0 %で あることができ， また， 0.350e (エルステッ ド） の直流磁場における比透 磁率 0.35は 4 0 0以上を示す。 また前記の鋼板は， その表面に Z n系ま たは A 1系のめっき層を有することができる。 Z n系のめっきとは、 めつ き層の組成において少なく とも 5 0質量％以上が Z nであるものを意味し， 同様に A 1系のめっきとは、 めっき層の組成において少なく とも 5 0質量 %以上が A 1であるものを意味する。
また本発明によれば， 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数 回行うことによって前記の鋼板を製造するさいに， (1) 熱間圧延での巻取り温度を 6 0 0〜 7 0 0 °Cとすること，
(2) 最終冷間圧延率」 と， 7 5 0〜 6 0 0 °Cの範囲での 「最終焼鈍温度」 とを、 最終焼鈍後のフユライ ト結晶粒径が 1 0〜 1 0 0 /i mとなるように 当該鋼の再結晶特性に応じて組み合わせること，
を特徴とする製造法を提供する。
ここで、 「最終冷間圧延率」 および 「最終焼鈍温度」 とは、 冷間圧延と 焼鈍を 1回行う製造プロセスの場合はその冷間圧延率および焼鈍温度を意 味し、 冷間圧延と焼鈍を複数回行う製造プロセスの場合は最終回における 冷間圧延率および焼鈍温度を意味する。 当該鋼の再結晶特性とは、 製造対 象となつている鋼について予め求められている、 焼鈍後の結晶粒径に及ぼ す冷間圧延率と焼鈍温度の関係をいう。
前記の製造法の最終焼鈍後にめっきを行うことができるが， そのさい， 次の（a) または（b) のプロセスを採用することができる。
(a) 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 その最終焼 鈍の冷却過程で Z n系または A 1系の溶融めつきをィンラインで行う製造 プロセス。
(b) 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 その最終焼 鈍の冷却過程で Z n系または A 1系の溶融めつきをィンラインで行い、 そ の後 1. 5%以下の調質圧延を行う製造プロセス。
インラインで行う溶融めつきの場合、 最終焼鈍に引き続いて溶融めつき 浴への浸漬が行われる。 したがって、 めっき後のフヱライ ト結晶粒径が 1 0〜 1 0 となるようにする。
さらに， 前記製造法の最終焼鈍後において， 次の（c) 〜（： 0 のプロセス を採用することもできる。
(c) 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 次いで 1. 5 %以下の調質圧延を行う製造プロセス。
(d) 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 その後 Z n 系の電気めつきを行う製造プロセス。
(e) 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 次いで 1. 5 %以下の調質圧延を行い、 その後 Z n系の電気めつきを行う製造プロセス。
(f) 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 その後 Z n 系の電気めつきを行い、 さらに 1. 5 %以下の調質圧延を行う製造プロセス。 発明の好ましい形態
本発明に従うブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板において, Cは、 鋼の強度を上昇させるために有効である。 C含有量が 0. 003質量％未満で は強化能が十分に得られないし、 そのような低 C化は製鋼での負荷をいた ずらに増大させることになるので本発明では好ましくない。 一方、 C含有 量が 0. 010質量％を超えると磁気特性の劣化が問題化してくる。 このため、 本発明では C含有量を 0. 003〜0. 010 質量％に規定する。 特に望ましい C 含有量範囲は 0. 005超え〜 0. 010 質量％である。
S iは、 固溶強化元素として高強度化に寄与する。 その作用を十分発揮 させるには 0. 5質量％以上の含有が必要である。 ただし、 多量の S i含有 は加工性やめつき密着性を劣化させるので、 上限は 1. 0質量％とする。
M nは、 固溶強化元素として高強度化に寄与し、 めっき密着性の観点か ら S i 添加よりも有利である。 このため本発明では 1. 0質量％以上の M n を添加することでその強化作用を積極的に利用する。 ただし、 2. 0 質量％ を超えると加工性が劣化し、 また、 めっき密着性も劣化してくるので注意 を要する。
Pは、 固溶強化元素として高強度化に寄与する反面、 鋼材中で粒界に偏 折し、 製造性および鋼材の靱性を劣化させるという弊害をもたらす。 種々 検討の結果、 高強度化への寄与は 0. 04質量％程度の含有で発揮されるよう になり、 上記弊害は 0. 15質量％以下の含有量であれば概ね問題にならない ことがわかった。 そこで本発明では Pを 0. 04〜0. 15質量％の範囲で積極的 に含有させ、 高強度化を図っている。
Sは、 介在物として鋼板中に存在し、 曲げ加工性および磁気特性を劣化 させるため、 0.02質量％以下に低減する必要がある。
A 1は、 脱酸剤として必要に応じて添加することができる。 ただし、 鋼 板中に A 1 Nが多量に形成されると磁気特性が劣化するため、 0.030 質量 %以下の含有量範囲で添加するようにする。
Nは、 A 1 N等の析出物として鋼板中に存在し、 磁気特性を劣化させる ので、 本発明では 0.004質量％以下に低減すべきである。
ブラウン管前面ガラスのフラッ ト化を実現し、 かつブラウン管の 「防爆 性」 を確保するには、 焼きばめ法で装着するバン ド材によりガラスの周囲 を強く締め付けることが必要である。 そのためにバンド材には高い降伏応 力が要求される。 特に昨今ではブラウン管の薄肉化に伴ってガラス自体の 「防爆性」 が低下しつつあり、 その分、 バン ド材によって一層高い応力を 負担する必要が生じてきた。 また、 バンド材自体も薄肉化を迫られること が考えられ、 その場合、 負担すべき応力レベルはさらに高くなる。 これら の点を考慮すると、 これからのブラウン管バンド材は少なく とも降伏応力 が 3 0 0 N/mm2 を下回らない性能を有することが望まれる。
本発明では、 鋼中の各元素の含有量を上記の範囲に制限した上で、 特に 下記（1) 式を満たすように C， Mn, Pを含有することが望ましい。
C XMn X P≥ 2.5X10— 4 · · · · (1)
この関係を満たすように化学組成が調整された鋼板においては、 結晶粒 径を後述のように調整することで 3 0 0 N/mm2 の高い降伏応力を安定 して実現することができる。 なお、 C xMn x P≥ 3. Ox 10_4を満たすこ とが一層好ましい。
本発明の鋼板は、 ブラウン管バンドに使用されるとき実質的にフ ライ ト単相組織を呈するものである。 その透磁率を向上させるには一般的に結 晶粒径を粗大化させることが有効であることが知られている。 他方、 鋼材 の強度向上には一般に結晶粒径が小さいほど有利であることも知られてい る。 したがって、 磁気特性と強度を両方満足する結晶粒径に調整すること が肝要である。 磁気特'性については、 0. 35 O e の直流磁場における 「比 透磁率^ 0. 35」 が 4 0 0以上である特性を具備したバン ド材を使用すれば、 地磁気に対するシールド効果は十分である。 一方、 強度については前述の とおり 3 0 0 N /mm2以上の降伏応力が必要である。 本発明らは前記組成を 有する鋼板について詳細に検討したところ、 フヱライ ト結晶粒径が 1 0〜 1 0 0 mの範囲に調整されているとき、 これらの特性を満たすことがで きることを見出した。 すなわち、 フ ェライ ト結晶粒径を 1 0 β m以上にす ることにより 「 0. 35」 を 4 0 0以上にすることができ、 1 0 0 〃 m以下 にすることにより 3 0 0 N /mm2以上の降伏応力が得られる。 フ ライ ト結 晶粒径のより好ましい下限は 1 5 mである。
結晶粒径は、 後述のように熱間圧延での巻取り温度の調整、 および冷間 圧延率と最終焼鈍温度の適切な組み合わせによってコントロールすること ができる。
本発明の鋼板は、 Z n系めつきまたは A 1系めつきを施した状態で使用 することが望ましい。 めっき法には特に制限はなく、 最終的に上記の結晶 粒径が得られる限り、 溶融めつきまたは電気めつきのいずれを用いても構 わない。 例えば溶融めつきでは、 Z nめっき， A 1めっき， Z n— 4〜； 13 % A 1 — 1〜 4 % M gめっき等が採用でき、 電気めつきでは、 Z nめっき， Z n— 10〜16% N iめっき等が採用できる。
本発明の鋼板の製造には一般的な鋼板製造ラインが使用でき、 特殊なェ 程は必要ない。 すなわち、 鋼を溶製した後、 熱間圧延、 冷間圧延、 焼鈍を 行い、 必要に応じて更に調質圧延を行う工程で製造できる。 冷間圧延と焼 鈍は、 目的の板厚に応じて 1回または複数回繰り返して行うことができる。 ただし、 フヱライ ト結晶粒径を 1 0〜 1 0 0 〃mの範囲にコントロール するためには、 製造条件を工夫しなければならない。 まず、 熱間圧延後の巻取り温度は 6 0 0 °C以上とする必要がある。 これ は、 巻取り時に予め A 1 Nの析出を十分に進行させ、 A 1 N粒子を成長さ せておくためである。 こうすることで後工程の焼鈍時に再結晶粒成長の妨 げとなる微細な A 1 Nの析出を抑止することができ、 結晶粒径のコン トロ ールが可能になる。 卷取り温度が 6 0 0 °C未満だと卷取り時に A 1 Nの析 出《成長が不十分となり、 焼鈍時に析出するようになるため、 結晶粒は微 細化してしまう。 この場合、 磁気特性は改善されない。 一方、 巻取り温度 が 7 0 0 °Cを超えると熱延板のスケ一ル厚みが増大し、 表面性状の劣化が 目立つようになる。 このため、 本発明では熱延後の巻取り温度を 6 0 0〜 7 0 0 °Cに規定する。
以上のように本発明では予め A 1 Nを十分に析出 ·成長させておく。 そ のうえで、 最終冷間圧延の 「圧延率」 と最終焼鈍の 「温度」 を適切に組み 合わせることによって最終的にフヱライ ト結晶粒径を 1 0〜 1 0 0 〃 mの 範囲にコン トロールする。 最終冷間圧延の圧延率は、 その後の焼鈍で容易 に再結晶化が起こるように 1 0 %以上とすることが望ましい。 最終焼鈍の 温度は 7 5 0〜9 0 0 °Cの範囲とする。 7 5 0 °C未満では再結晶が十分に 完了しない恐れがあり、 9 0 0 °Cを超えると再結晶化の作用が飽和し、 い たずらに製造コス トの増大を招く。 なお、 最終焼鈍での加熱保持時間は特 に規定する必要はないが、 概ね 1 5〜1 2 0秒程度が好ましい。
最終冷間圧延率と最終焼鈍温度の適切な組み合わせは、 予め実験により、 焼鈍後の結晶粒径に及ぼす冷間圧延率と焼鈍温度の関係を調べてグラフ化 等しておく ことで， 容易に知ることができる。
溶融 Z n系めつき、 または溶融 A 1系めつきを施す場合は、 溶融めつき の場合、 焼鈍設備とめっき設備が一体化した連続ラインを用いて 「インラ インめつき」 を行うことができる。 その場合、 めっき前の焼鈍を本発明で 規定する 「最終焼鈍」 とする必要がある。 すなわち、 連続溶融ラインの焼 鈍設備において 7 5 0〜9 0 0 °Cの範囲の適正温度で最終焼鈍を行い、 そ の冷却過程で鋼板を溶融めつき浴に浸漬してめつきを行う方法が採用でき る。 電気 Z n系めつきを施す場合は、 通常、 最終焼鈍後に別ラインで行う ことになる。 電気めつきは後述の調質圧延後に行ってもよいし、 調質圧延 に先立って行ってもよい。
板形状を修正するために調質圧延を施すことが有効である。 ただし、 過 度に歪みを加えると磁気特性が劣化するので、 調質圧延率は 1.5%以下と すべきである。 なお、 調質圧延率が 1.5%以下であれば、 調質圧延の前後 でフヱライ ト結晶粒径は実質的に変化しないと見てよい。 実施例
〔鋼成分の影響〕
表 1に示す化学組成のスラブを、 熱延仕上温度 9 2 0 °C, 巻取り温度 6 5 0 °Cの条件にて板厚 2. 3 mmまで熱間圧延した後に、 板厚 1. 2 mm まで冷間圧延した。 その後、 8 5 Q °Cで連続焼鈍 （最終焼鈍） した。 調質 圧延は施していない。
表 1
(質量％)
Figure imgf000012_0001
*：本発明規定範囲外 最終焼鈍後の鋼板はいずれも実質的にフェライ ト単相組織であった。 こ れらの各鋼板について、 フヱライ ト結晶粒径， 降伏応力および 0.35 Oe の直流磁場における比透磁率 0.35を求めた。
フェライ ト結晶粒径は、 鋼板の圧延方向と板厚方向を含む断面について JIS G 0552に準じた切断法にて測定した。
降伏応力は、 圧延方向に切り出した JIS 5 号引張試験片を用いた引張試 験を実施し、 その応力一歪み曲線から求めた。
〃0.35は、 033mmX45龍のリング試験片を用いて、 消磁した後の、 磁界 0.35 Oe での透磁率を測定した。
表 2に結果を示す。 表 2 フェラ仆結 降伏 比透磁率
鋼 No. 晶粒径 じ、力 〃0.35 区分
(jwm) (N/賺 2)
1 15 364 550
2 15 350 500
3 20 360
4 13 381 G 0
5 16 398 560 本発明例
6 17 369 520
7 16 347 •580
8 25 317 450
9 13 417 500
10 18 362 520
11 15 385 320*
12 17 285* 470
13 14 294* 480 比較例
]4 20 287* 510
*：特性不十分
15 15 374 280*
16 18 275* 450 表 2から判るように、 本発明例のものはフ ライ 卜結晶粒径が 1 0〜 1 0 0 〃 mの範囲にあり、 3 0 0 NZmm2 以上の高い降伏応力と 4 0 0以 上の高い比透磁率/ z m0.35を有していた。 これに対し、 比較例である鋼 Να 11は Ν含有量が多すぎ、 鋼 No.15 は C含有量が多すぎたため、 いずれも比 透磁率が劣った。 鋼 No.12 〜14は固溶強化元素である S i， Mnまたは P の含有量が少なすぎたため、 いずれも降伏応力が低かった。 鋼 No.16 は各 元素の含有量は規定範囲にあるものの、 C xMn X Pの値が 3.0X10— 4に 満たなかつたため降伏応力が低かった。
〔製造条件の影響〕
表 1の鋼 No.1および鋼 No.5を用い、 熱間圧延—冷間圧延→焼鈍→ (調質 圧延） の製造プロセスにて製造条件を変化させて、 フェライ ト結晶粒径， 降伏応力， および比透磁率/ /0.35の変動を調べた。
表 3に結果を示す。 表 3
Figure imgf000014_0001
*：条件不適切または特性不十分
比較例の試験 Νο.4および 6は冷間圧延率を 1 2 %と小さく したことによ り焼鈍温度との組み合わせが不適切となり、 フェライ ト結晶粒径が 1 0 0 〃mを超えて粗大化した。 このため降伏強度が低下した。 試験 No.10 は調 質圧延率を 1.5 %より大きく したため内部歪みが大きくなり、 比透磁率〃 0.35が低下した。 試験 No.11 は熱間圧延での巻取り温度を 6 0 0 °C未満の 低温にしたことにより、 後の焼鈍過程で A 1 Nの析出が生じたものと考え られ、 その結果 1 0 m以上のフヱライ 卜結晶粒径を得ることができず、 比透磁率; αθ.35が低下した。 一方、 本発明例のものは巻取り温度， 冷間圧 延率と焼鈍温度の組み合わせ， 調質圧延率をいずれも適正条件としたこと により、 フ ライ ト結晶粒径も適正範囲に収まり、 3 0 0 N/mm2 以上 の高い降伏強度と 4 0 0以上の高い比透磁率/ /0.35が得られた。 以上のように、 本発明によれば、 S iを多量に添加したり T i等の析出 強化元素を添加したりすることなく、 しかも通常の鋼板製造設備を使用し て、 地磁気に対する十分なシールド性を有するとともに、 安定して 3 0 0 N / m m 2 以上の高い降伏応力を呈する高強度》高透磁率鋼板の製造が可 能になった。 したがって本発明に係る鋼板は、 ブラウン管の薄肉化に伴い 一層高い信頼性が要求されつつある昨今のブラウン管バンドに用いる鋼板 として極めて有用である。

Claims

請求の範囲
1. 質量％で、 C : 0. 0 0 3〜 0. 0 1 0 %, S i ： 0. 5〜 1. 0 %, M n ： 1. 0〜 2. 0 %'， P ： 0. 0 4〜 0. 1 5 %, S ： 0. 0 2 %以下， A 1 ： 0. 0 3 0 %以下， N ： 0. 0 0 4 %以下， 残部が F eおよび不可 避的不純物からなる化学組成を有し、 フユライ ト結晶粒径が 1 0〜 1 0 0 mであり、 降伏応力が 3 0 0 NZmm2 以上であるブラウン管バンド用 高強度高透磁率鋼板。
2. 質量％で、 C : 0. 0 0 3〜 0. 0 1 0 %， S i ： 0. 5— 1. 0 %, Mn : 1. 0〜 2. 0 %， P : 0. 0 4〜 0. 1 5 %， S ： 0. 0 2 %以下， A 1 ： 0. 0 3 0 %以下， N ： 0. 0 0 4 %以下， 残部が F eおよび不可 避的不純物からなり， かつ下記（1) 式を満たす化学組成を有し、 フ ライ ト結晶粒径が 1 0〜 1 0 0 /zmであり、 降伏応力が 3 0 0 N/mm2 以上 であるブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板。
C X Mn X P≥ 2.5X 10— 4 · · · · (1)
3. C含有量が 0. 0 0 5 %超え〜 0. 0 1 0 %である請求の範囲 1また は 2に記載の鋼板。
4. 0.35Oe の直流磁場における比透磁率/ /0.35が 400以上である請求 の範囲 1ないし 3のいずれかに記載の鋼板。
5. 表面に Z n系または A 1系のめっき層を有する請求の範囲 1ないし 4のいずれかに記載の鋼板。
6. 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行う製造プロセ スにおいて、
(1) 熱間圧延での巻取り温度を 6 0 0 - 7 0 0 °Cとすること、
(2) 「最終冷間圧延率」 と 7 5 0〜 9 0 0 °Cの範囲での 「最終焼鈍温度」 とを、 最終焼鈍後のフヱライ ト結晶粒径が 1 0〜 1 0 0 mなるように 当該鋼の再結晶特性に応じて組み合わせること、
を特徴とする請求項 1ないし 5に記載の鋼板の製造法。
7. 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 その最終 焼鈍の冷却過程で Z n系または A 1系の溶融めつきをィンラインで行う 製造プロセス、 または、
熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 その最終焼 鈍の冷却過程で Z n系または A 1系の溶融めつきをィンラインで行い、 その後 1.5 %以下の調質圧延を行う製造プロセスにおいて、
(1) 熱間圧延での卷取り温度を 6 0 0〜 7 0 0 °Cとすること、
(2) 「最終冷間圧延率」 と 7 5 0〜 9 0 0 °Cの範囲での 「最終焼鈍温度」 とを、 めっき後のフヱライ 卜結晶粒径が 1 0〜 1 0 0 mとなるように 当該鋼の再結晶特性に応じて組み合わせること、
を特徴とする請求項 1〜 5に記載の鋼板の製造法。.
8. 熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 次いで 1.5 %以下の調質圧延を行う製造プロセス、
熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 その後 Z n 系の電気めつきを行う製造プロセス、
熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 次いで 1.5 %以下の調質圧延を行い、 その後 Zn 系の電気めつきを行う製造プロセ ス、 または、
熱間圧延後に、 冷間圧延と焼鈍を 1回または複数回行い、 その後 Z n 系の電気めつきを行い、 さらに 1.5 %以下の調質圧延を行う製造プロセ スにおいて、
(1) 熱間圧延での卷取り温度を 6 0 0〜 7 0 0 °Cとすること、
(2) 「最終冷間圧延率」 と 7 5 0〜 9 0 0 °Cの範囲での 「最終焼鈍温度」 とを、 めっき後のフヱライ ト結晶粒径が 1 0〜 1 0 0 111となるように 当該鋼の再結晶特性に応じて組み合わせること、
を特徴とする請求項 1〜 5に記載の鋼板の製造法。
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