JP2004315883A - 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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Abstract
【課題】安定して高い降伏応力を有するブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板を提供する。
【解決手段】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、フェライト結晶粒径が１０〜１００μｍ、降伏応力が３００Ｎ／ｍｍ２以上であり、好ましくは０．３５ Ｏｅ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。
【選択図】 なし
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【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、テレビ，ＯＡ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。
【０００２】
【従来の技術】
ブラウン管の内部は高真空が保たれており、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０．８〜２．０ｍｍ程度の軟磁性・高強度めっ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４５０〜５５０℃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っている。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、ブラウ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、３００Ｎ／ｍｍ２以上の降伏応力が安定して得られるものが望まれる。
【０００３】
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Ｔｉ，Ｎｂ等の添加による析出強化、フェ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。
【０００４】
このような相反する特性をできるだけ満足させるべく、従来から種々のブラウン管バンド用の鋼が開発されている（下記特許文献参照）。
【０００５】
【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
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
特許文献１，２には、Ｓｉを１％以上添加し、Ｃが０．００５％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り、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≦０．００５％の極低炭素とした上でのＳｉ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Ｓｉ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。
【０００７】
特許文献３にはＴｉ添加鋼の適用が開示されている。しかし、Ｔｉ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、フェライト結晶粒径も微細化し、透磁率が低下する。
【０００８】
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Ｓｉ，Ｍｎ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、セメンタイトの析出形態，サイズおよびフェライト結晶粒径を制御することにより極低炭素化やＳｉ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。しかし、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３００Ｎ／ｍｍ２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。
【０００９】
本発明は、Ｓｉの多量添加やＴｉ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、３００Ｎ／ｍｍ２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。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
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Ｍｎ，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，Ｓｉ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Ｓｉ化によるめっき密着性の劣化が防止できる。さらに、フェ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。
【００１１】
すなわち、上記目的を達成するために、請求項１の発明は、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る化学組成を有し、フェライト結晶粒径が１５〜１００μｍであり、降伏応力が３００Ｎ／ｍｍ２以上であるブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板である。
ここで、フェライト結晶粒径は平均粒径を意味する。したがって、フェライト組織中に粒径が１５μｍ未満あるいは１００μｍを超えるような結晶粒が存在していても構わない。
【００１２】
請求項２の発明は、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、かつ下記（１）式を満たす化学組成を有し、フェライト結晶粒径が１０〜１００μｍであり、降伏応力が３００Ｎ／ｍｍ２以上であるブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板である。
Ｃ×Ｍｎ×Ｐ≧２．５×１０−４ ……（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。
【００１３】
請求項３の発明は、以上の鋼板において特にＣ含有量が０．００５超え〜０．０１０％である点を規定したものである。
請求項４の発明は、以上の鋼板において特に０．３５ Ｏｅ（エルステッド）の直流磁場における比透磁率μ０．３５が４００以上である点を規定したものである。
請求項５の発明は、以上の鋼板において特に表面にＺｎ系またはＡｌ系のめっき層を有するものを規定したものである。ここで、Ｚｎ系のめっきとは、めっき層の組成において少なくとも５０質量％以上がＺｎであるものを意味する。同様にＡｌ系のめっきとは、めっき層の組成において少なくとも５０質量％以上がＡｌであるものを意味する。
【００１４】
請求項６の発明は、以上の鋼板の製造法を提供するものである。すなわち、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、ｉ）熱間圧延での巻取り温度を６００〜７００℃とすること、ｉｉ） 「最終冷間圧延率」と７５０〜９００℃の範囲での「最終焼鈍温度」を、最終焼鈍後のフェライト結晶粒径が１０〜１００μｍ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である。
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、製造対象となっ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。
【００１５】
請求項７，８の発明は、請求項６の最終焼鈍後にめっきあるいは調質圧延を行う場合の製造法を対象としたものである。
すなわち請求項７では以下の製造プロセスを対象とする。
（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Ｚｎ系またはＡｌ系の溶融めっきをイ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Ｚｎ系またはＡｌ系の溶融めっきをインラインで行い、その後１．５％以下の調質圧延を行う製造プロセス。
ここで、Ｚｎ系めっきとは、めっき層を構成する金属元素の５０質量％以上がＺｎであるめっきをいう。同様にＡｌ系めっきとは、めっき層を構成する金属元素の５０質量％以上がＡｌであるめっきをいう。
インラインで行う溶融めっきの場合、最終焼鈍に引き続き溶融めっき浴への浸漬が行われる。したがって、めっき後のフェライト結晶粒径が１０〜１００μｍとなるようにする。
【００１６】
また請求項８では以下の製造プロセスを対象とする。
（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Ｚｎ系の電気めっ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Ｚｎ系の電気めっ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Ｚｎ系の電気めっきを行い、さらに１．５％以下の調質圧延を行う製造プロセス。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を特定するための事項について説明する。
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。
【００１８】
Ｓｉ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Ｓｉ含有は加工性やめっき密着性を劣化させるので、上限は１．０質量％とする。
【００１９】
Ｍｎ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Ｓｉ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Ｍｎ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。
【００２０】
Ｐは、固溶強化元素として高強度化に寄与する反面、鋼材中で粒界に偏析し、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。
【００２１】
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。
【００２２】
Ａｌ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ＡｌＮ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。
【００２３】
Ｎは、ＡｌＮ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。
【００２４】
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いガラス自体の「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３００Ｎ／ｍｍ２を下回らない性能を有することが望まれる。
【００２５】
本発明では、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×Ｍｎ×Ｐ≧２．５×１０−４ ……（１）
これ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３００Ｎ／ｍｍ２以上の高い降伏応力を安定して実現することができるのである。なお、Ｃ×Ｍｎ×Ｐ≧３．０×１０−４を満たすことが一層好ましい。
【００２６】
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ェ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 Ｏｅの直流磁場における比透磁率μ０．３５が４００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３００Ｎ／ｍｍ２以上の降伏応力が必要である。発明者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、フェライト結晶粒径が１０〜１００μｍ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１０μｍ以上にすることでμ０．３５を４００以上にすることができ、１００μｍ以下にすることで３００Ｎ／ｍｍ２以上の降伏応力が得られる。フェライト結晶粒径のより好ましい下限は１５μｍ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。
【００２７】
本発明の鋼板は、Ｚｎ系めっきまたはＡｌ系めっ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、溶融めっき，電気めっきのいずれを用いても構わない。例えば溶融めっきでは、Ｚｎめっき，Ａｌめっき，Ｚｎ−４〜１３％Ａｌ−１〜４％Ｍｇめっき等が採用でき、電気めっきでは、Ｚｎめっき，Ｚｎ−１０〜１６％Ｎｉめっき等が採用できる。
【００２８】
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、特殊な工程は必要ない。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。
【００２９】
ただし、フェライト結晶粒径を１０〜１００μｍ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６００℃以上とする必要がある。これは、巻取り時に予めＡｌＮの析出を十分に進行させ、ＡｌＮ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ＡｌＮ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。巻取り温度が６００℃未満だと巻取り時にＡｌＮ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７００℃を超えると熱延板のスケール厚みが増大し、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６００〜７００℃に規定する。
【００３０】
以上のように本発明では予めＡｌＮ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ェライト結晶粒径を１０〜１００μｍ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１０％以上とすることが望ましい。最終焼鈍の温度は７５０〜９００℃の範囲とする。７５０℃未満では再結晶が十分に完了しない恐れがあり、９００℃を超えると再結晶化の作用は飽和し、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１５〜１２０秒程度が好ましい。
【００３１】
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。
【００３２】
溶融Ｚｎ系めっき、または溶融Ａｌ系めっきを施す場合は、溶融めっきの場合、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「インラインめっき」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７５０〜９００℃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っき浴に浸漬してめっきを行う方法が採用できる。電気Ｚｎ系めっきを施す場合は、通常、最終焼鈍後に別ラインで行うことになる。電気めっ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。
【００３３】
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ェライト結晶粒径は実質的に変化しないと見てよい。
【００３４】
【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９２０℃，巻取り温度６５０℃の条件にて板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した後に、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延した。その後、８５０℃で連続焼鈍（最終焼鈍）した。調質圧延は施していない。
【００３５】
【表１】
【００３６】
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、フェライト結晶粒径，降伏応力，および０．３５ Ｏｅの直流磁場における比透磁率μ０．３５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−歪み曲線から求めた。
μ０．３５は、Φ３３ｍｍ×４５ｍｍ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。
【００３７】
【表２】
【００３８】
表２から判るように、本発明例のものはフェライト結晶粒径が１０〜１００μｍの範囲にあり、３００Ｎ／ｍｍ２以上の高い降伏応力と４００以上の高い比透磁率μ０．３５を有していた。これに対し、比較例である鋼Ｎｏ．１１はＮ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Ｓｉ，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×Ｍｎ×Ｐの値が３．０×１０−４に満たなかったため降伏応力が低かった。
【００３９】
〔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μ０．３５の変動を調べた。
表３に結果を示す。
【００４０】
【表３】
【００４１】
比較例の試験Ｎｏ．４および６は冷間圧延率を１２％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１００μｍ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％を超えて大きくしたため内部歪みが大きくなり、比透磁率μ０．３５が低下した。試験Ｎｏ．１１は熱間圧延での巻取り温度を６００℃未満の低温にしたことにより後の焼鈍過程でＡｌＮの析出が生じたものと考えられ、その結果１０μｍ以上のフェライト結晶粒径を得ることができず、比透磁率μ０．３５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、フェライト結晶粒径も適正範囲に収まり、３００Ｎ／ｍｍ２以上の高い降伏強度と４００以上の高い比透磁率μ０．３５が得られた。
【００４２】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、Ｓｉを多量に添加したりＴｉ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３００Ｎ／ｍｍ２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。
【発明の属する技術分野】
本発明は、テレビ，ＯＡ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。
【０００２】
【従来の技術】
ブラウン管の内部は高真空が保たれており、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０．８〜２．０ｍｍ程度の軟磁性・高強度めっ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４５０〜５５０℃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っている。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、ブラウ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、３００Ｎ／ｍｍ２以上の降伏応力が安定して得られるものが望まれる。
【０００３】
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Ｔｉ，Ｎｂ等の添加による析出強化、フェ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。
【０００４】
このような相反する特性をできるだけ満足させるべく、従来から種々のブラウン管バンド用の鋼が開発されている（下記特許文献参照）。
【０００５】
【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
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
特許文献１，２には、Ｓｉを１％以上添加し、Ｃが０．００５％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り、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≦０．００５％の極低炭素とした上でのＳｉ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Ｓｉ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。
【０００７】
特許文献３にはＴｉ添加鋼の適用が開示されている。しかし、Ｔｉ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、フェライト結晶粒径も微細化し、透磁率が低下する。
【０００８】
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Ｓｉ，Ｍｎ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、セメンタイトの析出形態，サイズおよびフェライト結晶粒径を制御することにより極低炭素化やＳｉ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。しかし、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３００Ｎ／ｍｍ２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。
【０００９】
本発明は、Ｓｉの多量添加やＴｉ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、３００Ｎ／ｍｍ２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。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
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Ｍｎ，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，Ｓｉ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Ｓｉ化によるめっき密着性の劣化が防止できる。さらに、フェ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。
【００１１】
すなわち、上記目的を達成するために、請求項１の発明は、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る化学組成を有し、フェライト結晶粒径が１５〜１００μｍであり、降伏応力が３００Ｎ／ｍｍ２以上であるブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板である。
ここで、フェライト結晶粒径は平均粒径を意味する。したがって、フェライト組織中に粒径が１５μｍ未満あるいは１００μｍを超えるような結晶粒が存在していても構わない。
【００１２】
請求項２の発明は、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、かつ下記（１）式を満たす化学組成を有し、フェライト結晶粒径が１０〜１００μｍであり、降伏応力が３００Ｎ／ｍｍ２以上であるブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板である。
Ｃ×Ｍｎ×Ｐ≧２．５×１０−４ ……（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。
【００１３】
請求項３の発明は、以上の鋼板において特にＣ含有量が０．００５超え〜０．０１０％である点を規定したものである。
請求項４の発明は、以上の鋼板において特に０．３５ Ｏｅ（エルステッド）の直流磁場における比透磁率μ０．３５が４００以上である点を規定したものである。
請求項５の発明は、以上の鋼板において特に表面にＺｎ系またはＡｌ系のめっき層を有するものを規定したものである。ここで、Ｚｎ系のめっきとは、めっき層の組成において少なくとも５０質量％以上がＺｎであるものを意味する。同様にＡｌ系のめっきとは、めっき層の組成において少なくとも５０質量％以上がＡｌであるものを意味する。
【００１４】
請求項６の発明は、以上の鋼板の製造法を提供するものである。すなわち、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、ｉ）熱間圧延での巻取り温度を６００〜７００℃とすること、ｉｉ） 「最終冷間圧延率」と７５０〜９００℃の範囲での「最終焼鈍温度」を、最終焼鈍後のフェライト結晶粒径が１０〜１００μｍ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である。
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、製造対象となっ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。
【００１５】
請求項７，８の発明は、請求項６の最終焼鈍後にめっきあるいは調質圧延を行う場合の製造法を対象としたものである。
すなわち請求項７では以下の製造プロセスを対象とする。
（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Ｚｎ系またはＡｌ系の溶融めっきをイ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Ｚｎ系またはＡｌ系の溶融めっきをインラインで行い、その後１．５％以下の調質圧延を行う製造プロセス。
ここで、Ｚｎ系めっきとは、めっき層を構成する金属元素の５０質量％以上がＺｎであるめっきをいう。同様にＡｌ系めっきとは、めっき層を構成する金属元素の５０質量％以上がＡｌであるめっきをいう。
インラインで行う溶融めっきの場合、最終焼鈍に引き続き溶融めっき浴への浸漬が行われる。したがって、めっき後のフェライト結晶粒径が１０〜１００μｍとなるようにする。
【００１６】
また請求項８では以下の製造プロセスを対象とする。
（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Ｚｎ系の電気めっ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Ｚｎ系の電気めっ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Ｚｎ系の電気めっきを行い、さらに１．５％以下の調質圧延を行う製造プロセス。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を特定するための事項について説明する。
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。
【００１８】
Ｓｉ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Ｓｉ含有は加工性やめっき密着性を劣化させるので、上限は１．０質量％とする。
【００１９】
Ｍｎ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Ｓｉ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Ｍｎ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。
【００２０】
Ｐは、固溶強化元素として高強度化に寄与する反面、鋼材中で粒界に偏析し、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。
【００２１】
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。
【００２２】
Ａｌ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ＡｌＮ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。
【００２３】
Ｎは、ＡｌＮ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。
【００２４】
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いガラス自体の「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３００Ｎ／ｍｍ２を下回らない性能を有することが望まれる。
【００２５】
本発明では、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×Ｍｎ×Ｐ≧２．５×１０−４ ……（１）
これ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３００Ｎ／ｍｍ２以上の高い降伏応力を安定して実現することができるのである。なお、Ｃ×Ｍｎ×Ｐ≧３．０×１０−４を満たすことが一層好ましい。
【００２６】
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ェ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 Ｏｅの直流磁場における比透磁率μ０．３５が４００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３００Ｎ／ｍｍ２以上の降伏応力が必要である。発明者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、フェライト結晶粒径が１０〜１００μｍ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１０μｍ以上にすることでμ０．３５を４００以上にすることができ、１００μｍ以下にすることで３００Ｎ／ｍｍ２以上の降伏応力が得られる。フェライト結晶粒径のより好ましい下限は１５μｍ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。
【００２７】
本発明の鋼板は、Ｚｎ系めっきまたはＡｌ系めっ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、溶融めっき，電気めっきのいずれを用いても構わない。例えば溶融めっきでは、Ｚｎめっき，Ａｌめっき，Ｚｎ−４〜１３％Ａｌ−１〜４％Ｍｇめっき等が採用でき、電気めっきでは、Ｚｎめっき，Ｚｎ−１０〜１６％Ｎｉめっき等が採用できる。
【００２８】
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、特殊な工程は必要ない。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。
【００２９】
ただし、フェライト結晶粒径を１０〜１００μｍ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６００℃以上とする必要がある。これは、巻取り時に予めＡｌＮの析出を十分に進行させ、ＡｌＮ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ＡｌＮ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。巻取り温度が６００℃未満だと巻取り時にＡｌＮ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７００℃を超えると熱延板のスケール厚みが増大し、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６００〜７００℃に規定する。
【００３０】
以上のように本発明では予めＡｌＮ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ェライト結晶粒径を１０〜１００μｍ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１０％以上とすることが望ましい。最終焼鈍の温度は７５０〜９００℃の範囲とする。７５０℃未満では再結晶が十分に完了しない恐れがあり、９００℃を超えると再結晶化の作用は飽和し、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１５〜１２０秒程度が好ましい。
【００３１】
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。
【００３２】
溶融Ｚｎ系めっき、または溶融Ａｌ系めっきを施す場合は、溶融めっきの場合、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「インラインめっき」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７５０〜９００℃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っき浴に浸漬してめっきを行う方法が採用できる。電気Ｚｎ系めっきを施す場合は、通常、最終焼鈍後に別ラインで行うことになる。電気めっ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。
【００３３】
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ェライト結晶粒径は実質的に変化しないと見てよい。
【００３４】
【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９２０℃，巻取り温度６５０℃の条件にて板厚２．３ｍｍまで熱間圧延した後に、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延した。その後、８５０℃で連続焼鈍（最終焼鈍）した。調質圧延は施していない。
【００３５】
【表１】
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、フェライト結晶粒径，降伏応力，および０．３５ Ｏｅの直流磁場における比透磁率μ０．３５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−歪み曲線から求めた。
μ０．３５は、Φ３３ｍｍ×４５ｍｍ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。
【００３７】
【表２】
表２から判るように、本発明例のものはフェライト結晶粒径が１０〜１００μｍの範囲にあり、３００Ｎ／ｍｍ２以上の高い降伏応力と４００以上の高い比透磁率μ０．３５を有していた。これに対し、比較例である鋼Ｎｏ．１１はＮ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Ｓｉ，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×Ｍｎ×Ｐの値が３．０×１０−４に満たなかったため降伏応力が低かった。
【００３９】
〔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μ０．３５の変動を調べた。
表３に結果を示す。
【００４０】
【表３】
比較例の試験Ｎｏ．４および６は冷間圧延率を１２％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１００μｍ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％を超えて大きくしたため内部歪みが大きくなり、比透磁率μ０．３５が低下した。試験Ｎｏ．１１は熱間圧延での巻取り温度を６００℃未満の低温にしたことにより後の焼鈍過程でＡｌＮの析出が生じたものと考えられ、その結果１０μｍ以上のフェライト結晶粒径を得ることができず、比透磁率μ０．３５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、フェライト結晶粒径も適正範囲に収まり、３００Ｎ／ｍｍ２以上の高い降伏強度と４００以上の高い比透磁率μ０．３５が得られた。
【００４２】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、Ｓｉを多量に添加したりＴｉ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３００Ｎ／ｍｍ２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 (8)
- 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る化学組成を有し、フェライト結晶粒径が１０〜１００μｍであり、降伏応力が３００Ｎ／ｍｍ２以上であるブラウン管バンド用高強度高透磁率鋼板。
- 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、かつ下記（１）式を満たす化学組成を有し、フェライト結晶粒径が１０〜１００μｍであり、降伏応力が３００Ｎ／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×Ｍｎ×Ｐ≧２．５×１０−４ ……（１） - Ｃ含有量が０．００５超え〜０．０１０％である請求項１または２に記載の鋼板。
- ０．３５ Ｏｅの直流磁場における比透磁率μ０．３５が４００以上である請求項１〜３に記載の鋼板。
- 表面にＺｎ系またはＡｌ系のめっき層を有する請求項１〜４に記載の鋼板。
- 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、ｉ） 熱間圧延での巻取り温度を６００〜７００℃とすること、ｉｉ） 「最終冷間圧延率」と７５０〜９００℃の範囲での「最終焼鈍温度」を、最終焼鈍後のフェライト結晶粒径が１０〜１００μｍ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。
- 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Ｚｎ系またはＡｌ系の溶融めっきをイ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Ｚｎ系またはＡｌ系の溶融めっきをインラインで行い、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、ｉ） 熱間圧延での巻取り温度を６００〜７００℃とすること、ｉｉ） 「最終冷間圧延率」と７５０〜９００℃の範囲での「最終焼鈍温度」を、めっき後のフェライト結晶粒径が１０〜１００μｍ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。
- 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Ｚｎ系の電気めっ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系の電気めっ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Ｚｎ系の電気めっきを行い、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、ｉ） 熱間圧延での巻取り温度を６００〜７００℃とすること、ｉｉ） 「最終冷間圧延率」と７５０〜９００℃の範囲での「最終焼鈍温度」を、最終焼鈍後のフェライト結晶粒径が１０〜１００μｍ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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