專利名稱：用于蔭罩的合金薄板的制作方法
技術領域：
本發明涉及一種用于蔭罩的具有優良壓制成形性的合金薄板。
關于高清晰度TV提高彩色電視質量的最新趨勢是使用含有34-38wt.%Ni的Fe-Ni合金作為制造蔭罩的合金以抑制彩色相位移，同長期以來被用作蔭罩材料的低碳鋼比較，傳統Fe-Ni合金具有相當低的熱膨脹系數。因此，甚至當用電子束加熱蔭罩時，用常規Fe-Ni合金制造的蔭罩也不會出現由于蔭罩的熱膨脹而導致的彩色相位移問題。
制造用于蔭罩的合金薄板的通常作法包括以下各步驟。通過連續澆鑄法或制錠法來制取合金錠。對該合金錠進行開坯初軋、熱軋、冷軋和退火以制取合金薄板。
然后，通常按以下各步驟對用于蔭罩的合金薄板進行處理以制成蔭罩。(1)對該合金薄板進行光蝕刻以在用于蔭罩的合金薄板上形成適于電子束通過的孔眼。這種用于蔭罩的光蝕刻多孔的合金薄板在下文中被稱為“平板蔭罩”(“flat mask”)。(2)對該平板蔭罩進行退火。(3)將已退火的平板蔭罩壓制成陰極射線管的彎曲形狀。(4)將壓制成形的平板蔭罩組裝成蔭罩，然后對該蔭罩進行黑化處理。
由于通過冷軋、再結晶退火和精軋而制得的傳統Fe-Ni合金的蔭罩材料比普通低碳鋼蔭罩材料具有更高的強度，所以在800℃或更高溫度對上述傳統Fe-Ni合金蔭罩材料進行軟化退火(壓制前退火)，以保證蝕刻穿孔后的良好壓制成形性。然而，從加工效率和經濟性的觀點來看，這種在800℃高溫的軟化是不利的。因此，在工業上有待于研究出即使它們是在低溫進行軟化，也能獲得像在800℃或更高溫度被軟化的材料一樣低強度的材料。
在未經審查的日本專利公開公報No.3-267320中公開了用于蔭罩的INVAR合金壓制成形性的改進方法。這種先有技術在800℃以下的低溫軟化退火條件下提供一種能降低強度的技術，其中通過冷軋、再結晶退火和5～20%壓下率的精冷軋對合金進行處理。軟化溫度在800℃以下。該先有技術生產出一種具有能給出良好壓制成形性的足夠低強度的薄板，由于在低于800℃的溫度進行軟化退火，在200℃時的0.2%彈性極限應力(proof stress)為9.5kgf/mm2(低于10kgf/mm2)。
然而，在未經審查的日本專利公開公報No.3-267320中公開的技術僅僅以平均結晶粒度和強度為重點，所公開的方法將導致｛100｝晶面聚集度顯著增大并產生混合晶粒織構。結果是，發現由先有技術制得的蔭罩在壓制成形期間擦傷模具，并很容易地在蔭罩邊緣處產生裂紋。此外，由先有技術制得的材料具有很強的平面各向異性，以致導致壓制成形后蔭罩的不清晰的穿孔邊緣，這會出現質量問題。
本發明的目的是提供一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板具有能提供不產生彩色相位移的高質量熒光屏的良好壓制成形性。
為了達到上述目的，本發明提供一種用于蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上由以下元素組成34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O，0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的雜質;
所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(DaV)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度｛111｝晶面聚集度為14%或更低，｛100｝晶面聚集度為5～75%，｛110｝晶面聚集度為5～40%，｛311｝晶面聚集度為20%或更低，｛331｝晶面聚集度為20%或更低，｛210｝晶面聚集度為20%或更低，和｛211｝晶面聚集度為20%或更低。
所述合金薄板可包含1wt.%或更低的Co。
此外，本發明提供一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上由以下元素組成28～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、1wt.%以上～7wt.%的Co、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O、0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的雜質;
所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(DaV)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度｛111｝晶面聚集度為 14%或更低，｛100｝晶面聚集度為 5～75%，｛110｝晶面聚集度為 5～40%，｛311｝晶面聚集度為 20%或更低，｛331｝晶面聚集度為 20%或更低，｛210｝晶面聚集度為 20%或更低，和｛211｝晶面聚集度為 20%或更低。
更進一步，本發明提供一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上由以下元素組成34～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N、0.05wt.%或更低的Sb，其余是Fe和不可避免的雜質;
所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(Dav)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度｛111｝晶面聚集度為 14%或更低，｛100｝晶面聚集度為 5～75%，｛110｝晶面聚集度為 5～40%，｛311｝晶面聚集度為 20%或更低，｛331｝晶面聚集度為 20%或更低，｛210｝晶面聚集度為 20%或更低，和｛211｝晶面聚集度為 20%或更低。
所述合金薄板可包含1wt.%或更低的Co。
而且，本發明提供一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上由以下元素組成28～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、1wt.%以上～7wt.%的Co、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N、0.05wt.%或更低的Sb，其余是Fe和不可避免的雜質;
所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(Dav)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度｛111｝晶面聚集度為 14%或更低，｛100｝晶面聚集度為 5～75%，｛110｝晶面聚集度為 5～40%，｛311｝晶面聚集度為 20%或更低，｛331｝晶面聚集度為 20%或更低，｛210｝晶面聚集度為 20%或更低，和｛211｝晶面聚集度為 20%或更低。


圖1所示曲線表示最佳實施方案1的平均奧氏體結晶粒度和維氏硬度對壓制成形性的影響;
圖2所示曲線表示最佳實施方案1的奧氏體結晶粒的混粒度和產生穿孔不清晰邊緣之間關系;
圖3所示曲線表示最佳實施方案1的｛100｝晶面聚集度和奧氏體結晶粒的混粒度之間關系;
圖4所示曲線表示最佳實施方案2的平均奧氏體結晶粒度和維氏硬度對壓制成形性的影響;
圖5所示曲線表示最佳實施方案2的奧氏體結晶粒的混粒度和產生穿孔不清晰邊緣之間關系;
圖6所示曲線表示最佳實施方案2的｛100｝晶面聚集度和奧氏體結晶粒的混粒度之間關系的曲線。
最佳實施方案1本發明的一種基本上由Fe、Ni、Si、B、O和N組成的合金薄板和一種基本上由Fe、Ni、Si、Co、B、O和N組成的合金薄板敘述如下。
限制本發明組分的原因也敘述如下。
為了防止彩色相位移，要求用于蔭罩的Fe-Ni合金薄板在30～100℃溫度范圍內具有2.0×10-8/℃的平均熱膨脹系數上限。該熱膨脹系數取決于合金的Ni含量，滿足上述平均熱膨脹系數上限的Ni含量在34～38wt.%范圍內。因此，Ni含量被規定為34～38wt.%。為了進一步降低平均熱膨脹系數，最好是將Ni含量調整到35～37wt.%，優選為35.5～36.5wt.%。通常，Fe-Ni合金含有某種程度的作為不可避免雜質的Co，低于1wt.%的Co含量對合金特性的影響非常輕微，同時Ni含量也容許在上述范圍內。然而，為了滿足上述平均熱膨脹系數的條件，含有1wt.%以上～7wt.%Co的Fe-Ni合金需要將Ni含量限制在28～38wt.%范圍內。因此，如果Co含量為1wt.%以上～7wt.%，則Ni含量被規定在28～38wt.%范圍內。通過將Co含量調整到3～6wt.%和將Ni含量調整到30～33wt.%，可得到具有更低平均熱膨脹系數的良好特性。如果Co含量超過7wt.%，則熱膨脹系數增加將導致低劣的特性，所以Co含量的上限被規定為7wt.%。
氧是不可避免雜質中的一種。當氧含量增加時，則在合金中的非金屬氧化物夾雜增加。特別是在低于800℃溫度時壓制成形前的退火期間，非金屬夾雜將抑制結晶粒生長。如果O含量超過0.0030wt.%，將抑止晶粒生長大，而且不能獲得本發明要求的壓制成形質量。在這方面，本發明將O含量上限規定為0.0030wt.%。對O含量的下限沒有特別限定，但從制錠工藝的經濟性考慮，基本上將其下限選定為0.0001wt.%。
B可改進合金的熱加工性。然而，過量的B將導致B在壓制成形前的退火期間形成的再結晶粒的晶界處偏析，這將阻礙晶界的自由遷移，并導致抑制晶粒生長從而得不到令人滿意的壓制成形前退火后所必需的0.2%彈性極限應力。特別是，在較低溫度的壓制成形前退火條件下(這是本發明所規定的)，對晶粒生長的抑制作用很強，并且該抑制作用對所有晶粒產生的影響并不均勻。結果，出現了嚴重的混合晶粒組織，同時在壓制成形期間伴隨有不均勻的材料延伸，這將導致蔭罩上穿孔的不清晰邊緣。超過0.0010wt.%的硼含量將顯著地增強對晶粒生長的抑制作用，不能獲得本發明要求的壓制成形性。還會出現穿孔不清晰邊緣的問題。因而，本發明將B含量的上限規定為0.0010wt.%。從上述觀點來看，更優選的B含量為0.0002wt.%或更低。
在合金的制錠期間添加硅作為脫氧元素。當Si含量超過0.07wt.%時，在壓制成形前退火時的合金表面上形成Si的氧化膜。該氧化膜將降低壓制成形期間同模具的適配性。并導致合金薄板對模具的擦傷。因此，Si含量的上限被規定為0.07wt.%。Si含量的進一步降低可改進模具與合金薄板的適配性。沒有必要規定Si含量的下限，但從制錠工藝的經濟性來看，約0.001wt.%是其有效下限。
氮是制錠過程中不可避免地進入合金的一種元素。0.0020wt.%或更大的氮含量將導致N在壓制成形前的退火期間在合金表面上的濃集，并產生氮化物。該氮化物將降低壓制成形期間合金與模具的適配性，并引起合金對模具的擦傷。因此，N含量被規定低于0.0020wt.%。盡管沒有必要規定N含量的下限，但從制錠工藝的經濟性考慮，0.0001/wt.%是其下限。
關于除上述以外的一些元素，其含量的優選范圍是0.0001～0.0040wt.%的C、0.001～0.35wt.%的Mn和0.001～0.07wt.%的Cr。
根據本發明，為了改進形狀固定能力、抑制壓制成形期間的合金薄板表面上產生裂紋和防止已制得的蔭罩產生穿孔不清晰邊緣，除了上述規定的組分外，還必需將壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度(Dav)、奧氏體結晶最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)和維氏硬度(Hv)規定在各自的特定范圍內，此外，還必需規定維氏硬度(Hv)和平均奧氏體結晶粒度(Dav)之間的關系滿足特定的相互關系。
圖1示出了壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav和維氏硬度Hv對壓制成形性的影響。在該情形下，在800℃以下的溫度對該合金進行壓制成形前的退火，隨后壓制成形。所使用的合金薄板含有34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O和低于0.002wt.%的N。該合金的各晶面聚集度如下｛111｝晶面聚集度為14%或更低、｛100｝晶面聚集度為5～75%、｛110｝晶面聚集度為5～40%、｛311｝晶面聚集度為20%或更低和｛331｝晶面聚集度為20%或更低、｛210｝晶面聚集度為20%或更低和｛211｝晶面聚集度為20%或更低。合金薄板的奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比Dmax/Dmin在1～15范圍內。
根據圖1，低于10.5μm的平均奧氏體結晶粒度Dav值在本發明規定的低于800℃的溫度條件下，不能促進壓制成形前退火期間合金薄板中的晶粒生長，并增加回彈和由于不充分的晶粒長大而導致低劣的形狀固定能力。另一方面，超過15.0μm的Dav值將阻礙壓制成形前退火期間的再結晶，并由于不充分的再結晶而導致低劣的形狀固定能力。
主要由冷軋壓下率來確定維氏硬度Hv。低于165的Hv值不能給予合金薄板足夠的應變、僅僅對壓制成形前退火期間的再結晶給出微弱的驅動力。其結果是不充分的再結晶，甚至在壓制成形前退火后合金薄板也將被留在相當堅硬的狀態。結果是，形狀固定能力低劣。另一方面，當給與合金薄板過大的應變而導致Hv超過220，則壓制成形前退火期間再結晶的驅動力變得很大，這將使再結晶期間的成核頻率過高。因此，晶粒在壓制成形前退火后變細從而降低形狀固定能力。
圖1也指出了，通過將維氏硬度Hv和平均奧氏體結晶粒度Dav之間的關系保持在特定范圍內而獲得壓制成形前退火期間適宜的再結晶，壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav大時，為了獲得壓制成形前退火期間足夠的驅動力，則要求大的應變度。因此，必需根據相應的平均奧氏體結晶粒度Dav來規定維氏硬度Hv的下限。另一方面，由于平均奧氏體結晶粒度Dav越小則核生成場所越多，因此必需根據相應的平均奧氏體結晶粒度Dav來規定維氏硬度Hv的上限，以防止在壓制成形前退火后產生細晶粒。根據圖1，即使維氏硬度Hv為165或更大時，如果滿足公式[Hv＜10×Dav+50]，則壓制成形前退火期間再結晶的驅動力相對太弱，不能實現充分的再結晶。因此，甚至在壓制成形前退火后的材料也是堅硬的，并且形狀固定能力低劣。而即使維氏硬度Hv為220或更低，如果滿足公式[Hv＞10×Dav+80]，則壓制成形前退火期間再結晶的驅動力相對太強，在壓制成形前退火后晶粒變細，并且形狀固定能力低劣。
圖2示出了奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比Dmax/Dmin與穿孔不清晰邊緣之間的關系。所使用的合金薄板主要含有34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O和低于0.002wt.%的N。
維氏硬度Hv和平均奧氏體結晶粒度Dav滿足以下公式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50合金的各晶面聚集度如下｛111｝晶面聚集度為14%或更低、｛100｝晶面聚集度為5～75%、｛110｝晶面聚集度為5～40%、｛311｝晶面聚集度為20%或更低、｛331｝晶面聚集度為20%或更低、｛210｝晶面聚集度為20%或更低和｛211｝晶面聚集度為20%或更低。
根據圖2，當奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比Dmax/Dmin超過15時，蝕刻孔大小變得不規則并導致穿孔的不清晰邊緣。Dmax/Dmin值越小則越有利，因而Dmax/Dmin的下限被規定為1。
從以上考慮來看，本發明將壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav規定在10.5～15.0μm范圍內，將奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比Dmax/Dmin(該比值在下文中被簡稱為“奧氏體結晶粒的混粒度”“degree of austenite mixed grain”)規定在1～15范圍內和將維氏硬度Hv規定在165～220范圍內，并且還滿足以下公式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50以促進壓制成形前退火期間晶粒生長，改進形狀固定能力和抑制已制得的蔭罩的不清晰穿孔邊緣。
為了防止壓制成形期間產生裂紋和防止已制得的蔭罩上有穿孔的不清晰邊緣和局部彩色相位移(這是本發明的目的)，除上述規定外，限制壓制成形前退火前的合金薄板表面上的各晶面聚集度也是很重要的。
發明者們發現，控制壓制成形前退火前合金薄板表面上的｛211｝晶面聚集度能有效地抑制壓制成形期間產生裂紋，控制｛100｝和｛110｝晶面聚集度能抑制在制得的蔭罩上有穿孔的不清晰邊緣，控制｛111｝、｛311｝、｛331｝和｛210｝晶面聚集度能抑制在制得的蔭罩上產生局部彩色相位移。
具體地說，當｛211｝晶面聚集度超過20%時，合金薄板在壓制成形期間產生裂紋。當｛111｝、｛311｝、｛331｝和｛210｝晶面聚集度分別超過14%、20%、20%和20%時，蝕刻孔形狀在壓制成形期間發生異常變形，這將導致局部彩色相位移。
為了將奧氏體結晶粒混粒度Dmax/Dmin限制在本發明規定的范圍內，必需控制｛100｝和｛110｝晶面聚集度。當｛100｝晶面聚集度超過75%或當｛110｝晶面聚集度超過40%時，奧氏體結晶粒混粒度會超過15。在此情形下，則不會均勻地進行壓制成形前退火期間的再結晶，并且壓制成形前退火后的晶粒將變成混粒狀態，因而在已制得的蔭罩上產生不清晰穿孔邊緣。當｛100｝晶面聚集度低于5%時，｛110｝晶面聚集度超過40%。當｛110｝晶面聚集度低于5%時，｛100｝晶面聚集度超過75%。在兩者情況下，奧氏體結晶粒的混粒度都將超過15，并在已制得的蔭罩上產生不清晰的穿孔邊緣。圖3示出了｛100｝晶面聚集度與結晶粒的混粒度之間的關系。根據圖3，通過將｛100｝晶面聚集度控制在5～75%范圍內，能夠將奧氏體結晶粒的混粒度控制在1～15范圍內，通過將｛100｝晶面聚集度進一步控制在8～46%的限制范圍內，可以進一步地降低結晶粒的混粒度，從而更有效地抑制穿孔的不清晰邊緣。
從以上考慮來看，本發明對壓制成形前退火前的合金薄板上各晶面聚集度規定如下｛111｝晶面聚集度 14% 或更低｛100｝晶面聚集度 5～75%｛110｝晶面聚集度 5～40%｛311｝晶面聚集度 20% 或更低｛331｝晶面聚集度 20% 或更低｛210｝晶面聚集度 20% 或更低｛211｝晶面聚集度 20% 或更低以上給出的聚集度值是各晶面聚集度與｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面聚集度總和的相應比值。
用(111)、(200)、(220)、(311)、(331)、(420)和(422)各X-射線衍射面的X-射線衍射強度來確定各相應晶面的聚集度。例如，用(111)、(200)、(220)、(311)、(331)、(420)和(422)各衍射面的相應X-射線衍射強度比的總和除(111)衍射面的相應X-射線衍射強度比來確定(111)晶面聚集度。可以用同樣的方法來確定(100)、(110)、(311)、(331)、(210)和(211)其它各晶面的聚集度。相應X-射線衍射強度比是各衍射面X-射線衍射強度的測量值與理論值的比值。例如，(111)晶面的相應X-射線衍射強度比是用(111)衍射面的X-射線衍射強度理論值除其測量值。
用(111)至(422)7個衍射面的相應X-射線衍射強度比的總和除(200)、(220)、(420)和(422)各晶面的相應X-射線衍射強度比來確定｛100｝、｛110｝、｛210｝、和｛211｝各晶面的聚集度，(200)、(220)、(420)和(422)各晶面同相應的｛100｝、｛110｝、｛210｝、和｛211｝晶面具有相同的取向。
一般通過適宜地選擇熱軋步驟后的處理條件來獲得本發明規定的壓制成形前退火前的｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面的聚集度。
例如，將開坯初軋或連續澆鑄的扁坯經熱軋后進行熱軋薄板退火、冷軋、再結晶退火、冷軋、再結晶退火、冷軋、再結晶退火、精冷軋和消除應力退火過程制取本發明合金薄板時，為得到以上規定的晶面聚集度的有效條件是將熱軋薄板退火期間的退火溫度控制在910°～990℃范圍內的適宜水平，并選擇冷軋、再結晶退火、精冷軋和消除應退火的最佳條件。也是通過控制冷軋、再結晶退火、精冷軋和消除應力退火的條件來實現本發明規定的平均奧氏體結晶粒度Dav、奧氏體結晶粒混粒度Dmax/Dmin和維氏硬度Hv最佳化。
為了得到本發明規定的各晶面聚集度，初軋或連續澆鑄后的扁坯進行均勻化熱處理是不利的。例如，當在1200℃或更高溫度進行10小時或更長時間的均勻化熱處理時，｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面中的一個或多個晶面的聚集度會不滿足本發明的技術規格。因此，應該避免這種均勻化熱處理。
可以使用其它方法來滿足本發明規定的各晶面聚集度。能應用方法的某些實例是采用急冷凝固和通過控制熱加工期間再結晶的組織控制。
本發明的合金薄板還可在光刻步驟前進行壓制成形前退火。如果在比較低的溫度(這是本發明的條件)下進行壓制成形前的退火，不會降低光刻質量。但對于普通材料來說，如果在本發明規定的比較低的溫度進行壓制成形前的退火之后再進行光刻，則會降低光刻質量，所以壓制成形前的退火實質上不能在光刻前進行。相反，本發明的材料可以在壓制成形前退火之后進行光刻而不會降低蝕刻性能。
實施例1一些發明者通過桶內精煉制取了具有表1和表2所示組分的合金No.1～No.23，并將合金No.1～No.13和No.18～No.23澆鑄制錠。在它們進行開坯初軋、表面缺陷清除和1100℃×3小時的熱軋后，獲得了熱軋薄板。將合金No.14～No.17直接澆鑄成薄板，該薄板然后以30%壓下率在1000°～1300℃溫度范圍進行熱軋，隨后在750℃進行卷板以獲得熱軋薄板。利用這些熱軋薄板，制取表3～表6所示材料No.1～No.34的合金薄板。
在表3和表4中，Dmax代表合金薄板中最大的奧氏體結晶粒度，Dmin代表合金薄板中最小的奧氏體結晶粒度。
在表5和表6中，評價形狀固定能力、模具與合金薄板的適配性和穿孔的不清晰邊緣的判斷標準如下關于形狀固定能力，符號“◎”表示“極好”，“O”表示“良好”，而“X”表示“稍差”。
關于模具與合金薄板的適配性，符號“O”表示“良好無壓痕(ironing mark)”，“△”表示“稍差有少許壓痕”，而“×”表示“差有許多壓痕”。
關于穿孔的不清晰邊緣，符號“◎”表示“完全沒有”，“O”表示“沒有”，“△”表示“有一些”，而“X”表示“產生”。
材料No.1～No.21和No.27～No.30是厚度為0.25mm的合金薄板，它們是由合金No.1～No.21的熱軋薄板經過以下處理而制得的在910°～990℃溫度范圍內熱軋薄板退火、冷軋、在860°～940℃溫度范圍內再結晶退火125秒、冷軋、在860°～940℃溫度范圍內再結晶退火125秒、15%壓下率的精冷軋和在530℃消除應力退火30秒。
材料No.22和No.26是厚度為0.25mm的合金薄板，它們是由No.22和No.2合金的熱軋薄板經過以下處理而制得的92.5%壓下率的冷軋、在850℃再結晶退火1分鐘、15%壓下率的精冷軋和在530℃消除應力退火3秒材料No.24是厚度為0.25mm的合金薄板，它是由合金No.1的熱軋薄板經過以下處理而制得的在950℃熱軋薄板退火、74%壓下率的冷軋、在950℃再結晶退火180秒、40%壓下率的冷軋、在950℃再結晶退火180秒、15%壓下率的精冷軋和在530℃消除應力退火30秒。
材料No.25是厚度為0.25mm的合金薄板，它是由合金No.1的熱軋薄板經過以下處理而制得的在950℃熱軋薄板退火、冷軋、在800℃再結晶退火30秒、冷軋、在800℃再結晶退火30秒、精冷軋和在530℃消除應力退火30秒，材料No.23是厚度為0.25mm的合金薄板，它是由合金No.23的熱軋薄板經過以下處理而制得的在970℃熱軋薄板退火、冷軋、在800℃再結晶退火30秒、冷軋、在800℃再結晶退火30秒、精冷軋和在530℃消除應力退火30秒。
材料No.31～No.34是厚度為0.25mm的合金薄板，它們是由合金No.3、No.4和No.7的熱軋薄板經過以下處理而制得的冷軋、在860°～940℃溫度范圍內再結晶退火125秒、冷軋、在860°～940℃溫度范圍內再結晶退火125秒、精冷軋和在530℃消除應力退火30秒。
所有這些已制得的熱軋薄板在退火后顯示出充分的再結晶。
通過上述處理而制得的材料No.1～No.12和No.15～No.34的合金薄板進行蝕刻制成平板蔭罩。對該平板蔭罩在770℃進行45分鐘壓制成形前的退火處理，隨后壓制成形。在生產過程中試驗其壓制成形性。對已壓制成形的蔭罩黑化處理、將它們安裝進陰極射線管內和在其表面上用電子束輻照后測量局部彩色相位移。將材料No.13和No.14的合金薄板在795℃進行3分鐘的壓制成形前退火，然后進行蝕刻制成平板蔭罩。對這些平板蔭罩進行壓制成形以測定壓制成形性。使用上述相同方法對這些合金進行局部彩色相位移檢驗。
表3和表4列出了壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav、奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin、維氏硬度Hv、[10×Dav+80-Hv]和[Hv-10×Dav-50]。表5和表6列出了壓制成形前退火前薄板表面上的各晶面聚集度、壓制成形性和局部彩色相位移。
根據表3～表6，材料No.1～No.13滿足本發明規定的條件，這些條件包括｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面聚集度、平均奧氏體結晶粒度Dav、奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin、維氏硬度Hv和[10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50]條件。所有這些材料都是具有極好的壓制成形性而不會產生局部彩色相位移。作為本發明實例的含有Co的材料No.14到No.17也顯示出極好的特性。對材料No.13和No.14進行蝕刻前壓制成形前的退火，即使它們通過所述生產工藝進行處理也發現它們具有作為蔭罩的適宜性能。
相反，材料No.18和No.20是各自Si和N含量分別都大于本發明規定含量的對比例，它們在壓制成形步驟中出現與模具的適配性問題。材料No.19是O含量大于本發明規定含量的對比例，它在壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度低于10.5μm。因此，材料No.19在壓制成形時形狀固定能力很差，并在合金薄板上產生裂紋。此外，材料No.19的奧氏體結晶粒混粒度超過本發明規定水平，所以也出現了不清晰的穿孔邊緣。
材料No.21和No.22是B含量超過本發明規定范圍的對比例，二者的平均奧氏體結晶粒度Dav都低于10.5μm。因此，它們壓制成形時的形狀固定能力低劣，并在合金薄板上產生裂紋。此外，它們的奧氏體結晶粒混粒度也超過了本發明規定的范圍，以致出現了不清晰的穿孔邊緣。特別是，按照未經審查的日本專利公開公報No.3-267320公開的技術，通過92.5%壓下率的冷軋、在850℃再結晶退火1分鐘和15%壓下率的精冷軋(不進行熱軋薄板退火)制取材料No.22。材料No.22的｛110｝和｛100｝晶面聚集度在本發明規定范圍外。特別是奧氏體結晶粒的混粒度很高。
用制取材料No.22同樣的方法制取材料No.26，材料No.26是其｛100｝和｛110｝晶面聚集度在本發明規定范圍以外的對比例。材料No.26具有很大的奧氏體結晶粒混粒度，以致出現不清晰的穿孔邊緣。如上所述，即使合金滿足本發明的組成條件，它也不能提供極好的壓制成形性，除非它在晶面聚集度和奧氏體結晶粒的混粒程度方面滿足本本發明的條件。
在冷軋后分別于950℃進行180秒和于800℃進行30秒再結晶退火條件下制取材料No.24和No.25。材料No.24是平均奧氏體結晶粒度Dav超過本發明規定范圍的對比例，材料No.25是平均奧氏體結晶粒度低于本發明規定范圍的對比例。二種材料的形狀固定能力都很差。
在冷軋步驟后，使用在材料No.1～No.21中的相同工藝過程(不進行熱軋薄板退火)制取材料No.31～No.34。在它們之中，材料No.31是｛110｝晶面聚集度在本發明規定范圍以外的對比例，它的奧氏體結晶粒混粒度超過本發明規定的范圍，并產生了不清晰的穿孔邊緣。材料No.33是｛211｝晶面聚集度超過本發明規定范圍的對比例，這會在合金薄板上導產生裂紋。材料No.32是｛111｝和｛311｝晶面聚集度在本發明規定范圍以外的對比例。材料No.34是｛311｝和｛210｝晶面聚集度超過本發明規定范圍的對比例。這些對比例都引起局部彩色相位移。
材料No.27、No.28、No.29和No.30分別是維氏硬度Hv超過本發明規定范圍、維氏硬度Hv低于本發明規定范圍、10×Dav+80＜Hv和Hv＜10×Dav+50的對比例、它們全部都顯示出很差的形狀固定能力。
如上所述，通過使組成、壓制成形前退火前的晶面聚集度、平均奧氏體結晶粒度Dav、奧氏體結晶粒混粒度Dmax/Dmin、維氏硬度Hv各條件，以及10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50條件滿足本發明規定的條件，來制取具有本發明要求的極好壓制成形性和熒光屏質量的用于蔭罩的Fe-Ni合金薄板和Fe-Ni-Co合金薄板。
如上詳細所述，即使本發明用于蔭罩的Fe-Ni合金薄板和Fe-Ni-Co合金薄板在低于800℃的相當低溫下進行壓制成形前退火，它們也具有極好的壓制成形性。極好的壓制成形性包括良好的形固定能力、對模具的良好適配性和在壓制成形期間的合金薄板上很少產生裂紋。沒有局部彩色相位移也就保證了極好的熒光屏質量。此外，即使當本發明的合金薄板在蝕刻前壓制成形前進行退火，它也具有必需的蝕刻性能和壓制成形性。因此，對合金薄板的初步退火可省去在陰極射線管制造廠的壓制成形前的退火。這種最佳化工藝流程可向合金薄板用戶提供巨大的商業利益。
最佳實施方案2以下敘述本發明的主要含有Fe、Ni、Cr、Si、B、O、N和Sb的合金薄板以及主要含有Fe、Ni、Cr、Co、Si、B、O、N和Sb的合金薄板。
限制本發明組成的原因敘述如下。
為防止彩色相位移，要求用于蔭罩的Fe-Ni合金薄板在30°～100℃溫度范圍內具有3.0×10-8/℃的平均熱膨脹系數上限。該熱膨脹系數取決于合金的Ni含量，滿足上述平均熱膨脹系數上限的Ni含量在34～38wt.%范圍內。因此，Ni含量被規定為34～38wt.%。為進一步降低平均熱膨脹系數，將Ni含量優選調整到35～37wt.%，最優選為35.5～36.5wt.%。在通常情況下，Fe-Ni合金包含某種程度的不可避免雜質的Co，1wt.%或更低的Co含量對合金特性的影響非常輕微，同時上述規定范圍的Ni含量是可接受的。
然而，含有1wt.%以上～7wt.% Co的Fe-Ni合金需要將Ni含量限制在28～38wt.%范圍內以滿足上述平均熱膨脹系數條件。因而，如果Co含量為1wt.%以上～7wt.%，則Ni含量被要求規定在28～38wt.%范圍內。通過將Co含量調整在3～6wt.%范圍內、將Ni含量調整到30～33wt.%范圍，可得到更低的平均熱膨脹系數的良好特性。如果Co含量超過7wt.%，則熱膨脹系數惡化，所以Co含量的上限被規定為7wt.%。
鉻可改進合金的抗腐蝕性，但惡化熱膨脹系數。當將合金調整到具有滿足本發明條件(該條件敘述如后)的各晶面聚集度、結晶粒度和硬度時，若合金的Cr含量為0.01wt.%或更多可得到改進抗腐蝕性的效果。另一方面，當Cr含量超過3wt.%時，該合金不能提供本發明規定的平均熱膨脹系數。低于0.01wt.%的Cr含量不具有改進抗腐蝕性的效果。因此，Cr含量的上限和下限分別被規定為3.0wt.%和0.01wt.%。
氧是不可避免雜質中的一種。增加O含量會增加合金中的非金屬氧化物夾雜，該夾雜物會在壓制成形前退火期間抑制晶粒生長。特別是在低于800℃的溫度，O夾雜物會抑制晶粒生長。如果O含量超過0.004wt.%，會顯著地阻礙晶粒生長，并且也無法獲得本發明要求的壓制成形質量。在這方面，本發明將O含量上限規定為0.004wt.%。關于O含量的下限沒有特別規定，但從制錠工藝的經濟性考慮，該下限基本上被選擇為0.0001wt.%。
B可改進合金的熱加工性能。然而，過量的B將導致B在壓制成形前退火期間形成的再結晶晶界處的偏析，這會妨礙晶界的自由遷移，并導致抑制晶粒生長和不能令人滿意的壓制成形前退火后所必需的0.2%彈性極限應力。特別是，在本發明規定的較低溫度的壓制成形前退火條件下，對晶體生長的抑制作用是很強的，而且該作用不是均勻地對所有晶體產生影響。結果，出現了以壓制成形期間材料不均勻伸長為特征的嚴重混合晶粒結構，這將在蔭罩上導致不清晰的穿孔邊緣。超過0.005wt.%的硼含量將顯著地增強對晶體粒生長的抑制作用，也不能獲得本發明要求的壓制成形性。也會出現不清晰穿孔邊緣的問題。因此，本發明將B含量的上限規定為0.005wt.%。從上述觀點來看，更優選的B含量為0.001wt.%或更低。
在合金制錠期間添加硅作為脫氧劑元素。當Si含量超過0.2wt.%時，在壓制成形前退火后的合金表面上形成Si的氧化膜。該氧化膜在壓制成形期間降低與模具的適配性，并導致模具被合金薄板擦傷。因此，Si含量的上限被規定為0.2wt.%。進一步降低Si含量可改進模具與合金薄板的適配性。沒有必要規定Si含量下限，但從制錠工藝的經濟性考慮，約0.001wt.%是Si含量的適宜下限。
氮是制錠過程中不可避免地進入合金的一種元素。0.003wt.%或更高的氮含量會導致N在壓制成形前退火期間的合金表面上濃集，并產生氮化物。該氮化物會在壓制成形處理期間降低合金與模具的適配性，并導致模具被合金薄板擦傷。因此，N含量被規定為0.003wt.%或更低。盡管沒有必要規定N含量的下限，但從制錠工藝的經濟性考慮，約0.0001wt.%是N含量的適宜下限。
銻是不可避免夾雜物中的一種元素，超過0.05wt.%的Sb含量會阻礙本發明合金晶粒生長，這會阻止獲得本發明要求的結晶粒度。因此，Sb含量的上限被規定為0.05wt.%。
關于除上述以外的一些元素，其含量的優選范圍如下0.0001～0.01wt%的C和0.001～0.5wt.%的Mn。
根據本發明，為了改進形狀固定能力、抑制壓成形期間的合金薄板表面上產生裂紋和防止已制得的蔭罩產生穿孔不清晰邊緣，除了上述規定的組成以外，還必需規定壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav、奧氏體結晶最大粒度與最小粒度之比Dmax/Dmin和維氏硬度Hv各自的特定范圍，此外，還必需限定維氏硬度Hv和平均奧氏體結晶粒度Dav之間的關系滿足特定的相互關系。
圖4示出了壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav和維氏硬度Hv對壓制成形性的影響。在該情形下，該合金薄板具有本發明規定的組成，并具有本發明規定范圍內的壓制成形前退火前奧氏體結晶最大粒度與最小粒度的比值Dmax/Dmin和各晶面聚集度，在800℃以下的溫度對該合金薄板進行壓制成形前退火，隨后壓制成形。根據圖4，在本發明規定的低于800℃的溫度下，低于10.5μm的Dav值不能促進壓制成形前退火期間合金薄板中的晶粒生長，并增加回彈和由于不充分的晶粒生長而導致很差的形狀固定能力。另一方面，超過15.0μm的Dav值將阻礙壓制成形前退火期間的再結晶，并由于不充分的再結晶而導致很差的形狀固定能力。
主要由冷軋壓下率來確定維氏硬度Hv。低于165的Hv值不能給與合金薄板足夠的應變，僅僅對壓制成形前退火期間的再結晶給出微弱的驅動力。其結果是不充分的再結晶，甚至在壓制成形前退火后也會使合金薄板留在相當堅硬狀態。結果是，形狀固定能力很差。另一方面，當給與合金薄板過大的應變而使Hv超過220，則在壓制成形前退火期間再結晶的驅動力變得很大，這將在再結晶期間的成核頻率過高。因此，晶粒在壓制成形前退火后變得很細以致降低形狀固定能力。
圖4也指出了，通過將維氏硬度Hv和平均奧氏體結晶粒度Dav之間的關系保持在特定范圍內而獲得壓制成形前退火期間的適宜再結晶。壓制成形前退火前大的平均奧氏體結晶粒度Dav要求大應變度以獲得壓制成形步驟前退火期間足夠的驅動力。因此，必須根據相應的平均奧氏體結晶粒度Dav來規定維氏硬度Hv的下限。另一方面，由于較小的平均奧氏體結晶粒度Dav具有較多的成核晶格點，必須根據相應的平均奧氏體結晶度Dav來規定維氏硬度Hv的上限，以防止在壓制成形前退火后產生細晶粒。根據圖4，即使維氏硬度Hv為165或更大，如果滿足公式[Hv＜10×Dav+50]，則壓制成形前退火期間再結晶的驅動力相對太弱，不能實現充分的再結晶。因此，即使在壓制成形前退火后，材料也保持剛性，因而形狀固定能力很差。即使維氏硬度Hv為220或更低值，如果滿足公式[Hv＞10×Dav+80]，則在壓制成形前退火期間再結晶的驅動力相對太強，在壓制成形前退火后晶粒變細，并且形狀固定能力很差。
圖5示出了壓制成形前退火前奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比Dmax/Dmin對已制得的蔭罩不清晰穿孔邊緣的影響。在該情形下，該合金薄板具有本發明規定的組成，并具有本發明規定范圍內的壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav值、維氏硬度Hv值和各晶面聚集度值，在低于800℃溫度對該合金薄板進行壓制成形前的退火，隨后被壓制成形。根據圖5，當奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比Dmax/Dmin超過15時，則蝕刻孔孔徑變得不規則，并導致不清晰的穿孔邊緣。Dmax/Dmin越小則越有利，Dmax/Dmin的下限被規定為1。
從以上考慮來看，本發明將壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav規定在10.5～15.0μm范圍內，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比Dmax/Dmin(在下文中該比值被簡稱為“奧氏體結晶粒的混粒度”(“degree of austenite mixed grain”)規定在1～15范圍內和維氏硬度Hv規定在165～220范圍內并規定以下公式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50以便于促進壓制成形前退火期間晶粒生長、改進形狀固定能力和抑制已制得的蔭罩的不清晰穿孔邊緣。
為了在已制得的蔭罩表面上防止壓制成形期間產生裂紋、防止不清晰的穿孔邊緣和局部彩色相位移(這是本發明的目的)，重要的是限制壓制成形前退火前合金薄板表面上的各晶面聚集度以及以上規定的極限。
本發明者們發現，控制壓制成形前退火前合金薄板表面上的｛211｝晶面聚集度能有效地抑制壓制成形期間產生裂紋，控制｛100｝和｛110｝晶面聚集度能抑制在制得的蔭罩上產生不清晰穿孔邊緣、控制｛111｝｛311｝｛331｝和｛210｝各晶面聚集度能抑制在制得的蔭罩上發生局部彩色相位移。
具體地說，當｛211｝晶面聚集度超過20%時，該合金薄板在壓制成形期間產生裂紋。
當｛111｝｛311｝｛331｝和｛210｝各晶面聚集度分別超過14%、20%、20%和20%時，則蝕刻孔形狀在壓制成形期間發生異常變形，從而導致局部彩色相位移。
為了將奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin限制在本發明規定的范圍內，必須控制｛100｝和｛110｝晶面聚集度。當｛100｝晶面聚集度超過75%或當｛110｝晶面聚集度超過40%，奧氏體結晶粒的混粒度會超過15。在此情形下，則壓制成形前退火期間進行的再結晶不會均勻，并且壓制成形前退火后的結晶將變成混合的晶粒狀態，該混合的晶粒將導致在已制得的蔭罩上產生不清晰穿孔邊緣。當｛100｝晶面聚集度低于5%時，｛110｝晶面聚集度超過40%。當｛110｝晶面聚集度低于5%時，｛100｝晶面聚集度超過75%。在兩者情況下，奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin都將超過15。并在已制得的蔭罩上導致不清晰的穿孔邊緣。
圖6示出了｛100｝晶面聚集度和奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin之間的關系。根據圖6，通過將｛100｝晶面聚集度控制在5～75%范圍內，可以將奧氏體結晶粒的混粒度控制在1～15范圍內。通過將｛100｝晶面聚集度控制在8～46%的進一步限制范圍內，可進一步降低奧氏體結晶的混粒度以更有效地抑制不清晰的穿孔邊緣。
從以上考慮來看，本發明將壓制成形前退火前合金薄板上各晶面聚集度規定如下｛111｝晶面聚集度 14%或更低｛100｝晶面聚集度 5～75%｛110｝晶面聚集度 5～40%
｛311｝晶面聚集度 20%或更低｛331｝晶面聚集度 20%或更低｛210｝晶面聚集度 20%或更低｛211｝晶面聚集度 20%或更低以上給出的聚集度值是各晶面聚集度對｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝、和｛211｝各晶面聚集度總和的相應比值。
用｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝、和｛211｝各晶面聚集度總和除各晶面聚集度來確定各晶面聚集度，并用百分數表示。
一般通過選擇熱軋步驟后的適宜處理條件來獲得本發明規定的壓制成形前退火前的｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝、和｛211｝各晶面的聚集度。
例如，當通過對扁坯進行熱軋來生產本發明的合金薄板時，該扁坯是通過開坯初軋或連續澆鑄而制得，隨后順次進行熱軋薄板退火、第一次冷軋、再結晶退火、第二次冷軋、再結晶退火、精冷軋和消除應力退火，為得到以上規定的晶面聚集度的有效條件是將熱軋薄板退火期間的退火溫度控制在910°～990℃范圍內的適宜水平，并選擇冷軋、再結晶退火、精冷軋和消除應力退火的最佳條件。
為了得到本發明規定的各晶面聚集度，初軋或連續澆鑄后的扁坯進行均勻化熱處理是不利的。例如，當在1200℃或更高溫度進行10小時或更長時間的均勻化熱處理時，｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝、和｛211｝各晶面中的一個或多個晶面的聚集度會不滿足本發明的技術規格。因此，應該避免這種均勻化熱處理。
可以使用其它方法來滿足本發明規定的各晶面聚集度。可采用急冷凝固法以及通過控制熱加工期間再結晶的組織控制是能應用方法的某些實例。
本發明的合金薄板也可在光刻步驟前進行壓制成形前的退火。如果在較低溫度(這是本發明的條件)進行壓制成形前的退火，不會降低光刻質量。但對于普通材料來說，如果在本發明規定的較低的溫度進行壓制成形前退火后再進行光刻，則會降低光刻質量，所以不能在光刻前進行壓制成形前退火。相反，本發明的材料可以在壓制成形前退火后進行光刻而不會降低蝕刻質量。
實施例2本發明者們通過桶內精煉制取具有表7所示組成的合金No.1～No.23。對合金No.1～No.13通過連續澆鑄進一步處理以制取連續鑄坯，對合金No.18～No.23進行模制處理以制取合金錠，然后對該合金錠進行調理和開坯初軋處理以制取扁坯。對這些扁坯進行表面處理并供入爐內在1100℃加熱3小時，隨后進行熱軋以制取熱軋薄板。
將合金No.14～No.17直接澆鑄成鑄板，然后在1000°～1300℃溫度范圍內以30%壓下率進行熱軋，并在750℃進行卷繞以制取熱軋薄板。

用合金No.1～No.23的這些熱軋薄板制取表8和表9所列合金薄板No.1～No.34。
在表8和表9中，Dmax代表合金薄板中最大的奧氏體結晶粒度，Dmin代表合金薄板中最小的奧氏體結晶粒度。


用熱軋合金薄板No.1～No.21制取的材料No.1～No.21和No.27～No.30的合金薄板的厚度為0.13mm，用下述方法(1)制取該合金薄板(1)在910°～990℃溫度范圍的熱軋薄板退火-第一次冷軋-在860°～940℃溫度范圍內再結晶退火125秒-第二次冷軋-在860°～940℃溫度范圍內再結晶退火125秒-以15%壓下率的精冷軋-在530℃消除應力退火30秒。
用合金No.22和No.26的熱軋薄板制取的材料No.22和No.26的合金薄板的厚度為0.13mm，用下述方法(2)制取該合金薄板(2)以92.5%壓下率的第一次冷軋-在850℃再結晶退火60秒-以15%壓下率的精冷軋-在530℃消除應力退火30秒。
用合金No.23的熱軋薄板制取的材料No.23的合金薄板的厚度為0.13mm，用下述方法(3)制取該合金薄板(3)在970℃的熱軋薄板退火-第一次冷軋-在860℃再結晶退火30秒-第二次冷軋-在860℃再結晶退火30秒-精冷軋-在530℃消除應退火30秒。
用合金No.1的熱軋薄板制取的材料No.24的合金薄板的厚度為0.13mm，用下述方法(4)制取該合金薄板(4)在950℃的熱軋薄板退火-以74%壓下率的第一次冷軋-在950℃再結晶退火180秒-以40%壓下率的第二次冷軋-在950℃再結晶退火180秒-以15%壓下率的精冷軋-在530℃消除應力退火30秒。
用合金N.1的熱軋薄板制取的材料No.25的合金薄板的厚度為0.13mm，用下述方法(5)制取合金薄板(5)在950℃的熱軋薄板退火-第一次冷軋-在800℃再結晶退火30秒-第二次冷軋-在800℃再結晶退火30秒-精冷軋-在530℃消除應力退火30秒。
用合金No.4的熱軋薄板制取的材料No.31和No.33的合金薄板、用合金No.3的熱軋薄板制取的材料No.32的合金薄板和用合金No.7的熱軋薄板制取的材料No.34的合金薄板都具有0.13mm的厚度，用下述方法(6)制取該合金薄板(6)第一次冷軋-在860°～940℃溫度范圍內再結晶退火125秒-第二次冷軋-在860°～940℃溫度范圍內再結晶退火125秒-精冷軋-在530℃消除應力退火30秒。
所有這些制得的熱軋薄板都在退火后顯示出充分的再結晶。
對通過上述處理制取的材料No.1～No.12和No.15～No.34的合金薄板進行蝕刻制成平板蔭罩(壓制成形前的蔭罩)。在770℃對該平板蔭罩進行45分鐘的壓制成形前退火處理，隨后被壓制成形。在該處理過程中進行壓制成形性試驗。在對壓制成形的蔭罩進行黑化、將它們安裝進陰極射線管內和用電子束在其表面上進行輻照后測量局部彩色相位移。在795℃對材料No.13和No.14的合金薄板進行3分鐘的壓制成形前退火，然后進行蝕刻制成平板蔭罩。對這些平板蔭罩進行壓制成形以測定壓制成形性。還使用上述相同方法對這些合金進行局部彩色相位移檢驗。
表8和表9列出了壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav、奧氏體結晶粒混粒度Dmax/Dmin、維氏硬度Hv、[10×Dav+80-Hv]和[Hv-10×Dav-50]的正負號的表示。表10和表11列出了壓制成形前退火前薄板表面上各晶面的聚集度、壓制成形性、局部彩色相位移和抗腐蝕性。
在表10和表11中，形狀固定能力、模具與合金薄板的適配性和不清晰穿孔邊緣的評價判斷標準如下。
關于形狀固定能力，“◎”符號表示“極好”，“O”表示“良好”，“X”表示“較差”。
關于模具與合金薄板的適配性，“O”符號表示“良好無壓痕(ironing mark)”，“△”表示“較差有少許壓痕”，“X”表示“差有許多壓痕”。
關于不清晰穿孔邊緣，“◎”符號表示“完全無”，“O”表示“無”，“△”表示“有一些”，而“X”表示“產生”。
銹斑出現頻率是根據JISZ 2371進行50小時的鹽水噴霧腐蝕試驗而測得的每1cm2合金表面上的腐蝕點數。


根據表8～表10，材料No.1～No.13的Fe-Ni合金薄板滿足本發明規定的條件，該條件包括｛111｝、｛100｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面聚集度、平均奧氏體結晶粒度Dav、奧氏體結晶粒混粒度Dmax/Dmin、維氏硬度Hv和[10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50]條件。所有這些Fe-Ni合金薄板都具有極好的壓制成形性而無局部彩色相位移。
材料No.14～No.17的Fe-Ni-Co合金薄板也滿足本發明規定的條件。所有這些Fe-Ni-Co合金薄板都具有極好的壓制成形性而無局部彩色相位移。
材料No.13和No.14在蝕刻前進行壓制成形前的退火。即使在該處理下，這些合金薄板也獲得了蔭罩的最佳功能。
所有這些材料No.1～No.17的合金薄板與那些將在以下敘述的對比材料相比較，顯然都具有更優良的特性。
對比材料No.18的合金薄板含有大于本發明上限0.2wt.%的Si。對比材料No.20含有大于本發明上限0.003wt.%的N。兩種合金薄板在壓制成形期間都出現了與模具的適配問題。
對比材料No.19的合金薄板含有大于本發明上限0.004wt.%的O。對比材料No.23的合金薄板含有大于本發明上限0.05wt.%的Sb。兩種合金薄板的平均奧氏體結晶粒度都低于本發明的下限10.5μm，在壓制成形時形狀固定能力很差并在薄板表面上產生裂紋。
對比材料No.19的合金薄板的奧氏體結晶粒的混合粒度Dmax/Dmin大于本發明上限15，所以它導致不清晰的穿孔邊緣。
對比材料No.20的合金薄板含有低于本發明下限0.001wt.%的Co，所以抗腐蝕性顯著地劣于本發明的實施例。
對比材料No.21的合金薄板含有大于本發明上限0.005wt.%的B，所以壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav低于本發明的下限10.5μm，形狀固定能力很差并在薄板表面上產生裂紋。
材料No.21的合金薄板的奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin大于本發明上限15，所以出現了不清晰的穿孔邊緣。
通過下述方法(7)(不使用熱軋退火)來制取對比材料No.22的合金薄板。所使用的方法與前述未經審查的日本專利公開公報No.3-267320中所述方法相同。
(7)以92.5%壓下率的第一次冷軋-在850℃再結晶退火60秒-以15%壓下率的精冷軋-在530℃消除應力退火30秒。
對比材料No.22的合金薄板的｛100｝晶面聚集度超過本發明上限75%，｛110｝晶面聚集度低于本發明下限5%，奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin也超過本發明上限15。
對材料No.24的合金薄板在第一次冷軋和第二次冷軋后在950℃進行180秒再結晶退火。對比材料No.25的合金薄板在第一次冷軋和第二次冷軋后在800℃進行30秒再結晶退火。材料No.24的合金薄板壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav大于本發明上限15μm，材料No.25的合金薄板的Dav值低于本發明下限10.5μm。兩種合金薄板都在壓制成形時顯示出很差的形狀固定能力。
通過使用制取材料No.22的合金薄板的方法來制取對比材料No.26的合金薄板。該合金薄板的｛100｝晶面聚集度大于本發明上限75%，｛110｝晶面聚集度低于本發明下限5%，奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin大于本發明上限15。結果是，該合金薄板產生了不清晰的穿孔邊緣。因此，即使滿足本發明組成技術規格的合金薄板，如果不滿足本發明有關各晶面聚集度和奧氏體結晶粒混粒度方面的條件，它也不能得到極好的壓制成形性。
對比材料No.27的合金薄板的維氏硬度Hv大于本發明上限220，對比材料No.28的合金薄板的維氏硬度Hv低于本發明下限165。對比材料No.29的合金薄板的維氏硬度Hv大于本發明規定的[10×Dav+80]值。對比材料No.30的合金薄板的維氏硬度Hv低于本發明規定的[10×Dav+50]值。結果是，所有這些合金薄板的形狀固定能力都很差。
通過使用制取材料No.1～No.21的合金薄板的方法(不使用熱軋薄板退火)來生產對比材料No.31～No.34的合金薄板。材料No.31的合金薄板的｛110｝晶面聚集度大于本發明上限40%，奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin大于本發明上限15，所以薄板產生了不清晰的穿孔邊緣。材料No.32的合金薄板的｛111｝晶面聚集度大于本發明上限14%，｛311｝晶面聚集度大于本發明上限20%，所以薄板產生了局部彩色相位移。材料No.33的合金薄板的｛211｝晶面聚集度大于本發明上限20%，所以在薄板表面上產生了裂紋。材料No.34的合金薄板的｛331｝晶面聚集度和｛210｝晶面聚集度都大于本發明上限20%，所以薄板產生了局部彩色相位移。
如上詳細所述，通過制取滿足本發明規定條件的合金薄板來獲得具有極好壓制成形性和熒光屏質量的蔭罩用合金薄板，本發明規定的條件包括合金組成、壓制成形前退火前合金薄板的各晶面聚集度、壓制成形前退火前的平均奧氏體結晶粒度Dav、奧氏體結晶粒的混粒度Dmax/Dmin、維氏硬度Hv和[10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50]關系式。
本發明提供一種用于蔭罩的合金薄板，該合金薄板在壓制成形期間具有極好的形狀固定能力，顯示出良好的與模具的適配性，在材料上抑制裂紋產生，不出現不清晰的穿孔邊緣、無彩色相位移，并具有抗腐蝕性。
即使上述本發明的合金薄板在蝕刻前進行壓制成形前的退火，它們也具有良好的蝕刻性能和壓制成形性。從而，如果該合金薄板的供應商提前進行壓制成形前的退火，則本發明為陰極射線管制造商提供可省去壓制成形前退火的額外優點。
權利要求
1.一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上含有以下元素34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的0、0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的雜質；所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(Dav)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式；10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50；和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度{111}晶面聚集度為 14%或更低，{100}晶面聚集度為 5～75%，{110}晶面聚集度為 5～40%，{311}晶面聚集度為 20%或更低，{331}晶面聚集度為 20%或更低，{210}晶面聚集度為 20%或更低，和{211}晶面聚集度為 20%或更低。
2.根據權利要求1的合金薄板，其中，所述Ni含量為35～37wt.%。
3.根據權利要求2的合金薄板，其中，所述Ni含量為35.5～36.5wt.%。
4.根據權利要求1的合金薄板，其中，所述O含量為0.0001～0.003wt.%。
5.根據權利要求1的合金薄板，其中，所述B含量為0.0002wt.%或更低。
6.根據權利要求1的合金薄板，其中，所述Si含量為0.001～0.07wt.%。
7.根據權利要求1的合金薄板，其中，所述N含量為0.0001～0.002wt.%。
8.根據權利要求1的合金薄板，其中，所述奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～10。
9.根據權利要求1的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度為8～46%。
10.一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上由以下元素組成34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、1wt.%或更低的Co、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O、0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的雜質;所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(Dav)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度｛111｝晶面聚集度為 14%或更低，｛100｝晶面聚集度為 5～75%，｛110｝晶面聚集度為 5～40%，｛311｝晶面聚集度為 20%或更低，｛331｝晶面聚集度為 20%或更低，｛210｝晶面聚集度為 20%或更低，和｛211｝晶面聚集度為 20%或更低。
11.根據權利要求10的合金薄板，其中，所述Ni含量為35～37wt.%。
12.根據權利要求11的合金薄板，其中，所述Ni含量為35.5～36.5wt.%。
13.根據權利要求10的合金薄板，其中，所述O含量為0.0001～0.003wt.%。
14.根據權利要求10的合金薄板，其中，所述B含量為0.0002%或更低。
15.根據權利要求10的合金薄板，其中，所述Si含量為0.001～0.07wt.%。
16.根據權利要求10的合金薄板，其中，所述N含量為0.0001～0.002wt.%。
17.根據權利要求10的合金薄板，其中，所述奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～10。
18.根據權利要求10的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度為8～46%。
19.一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上含有以下元素28～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、1wt.%以上～7wt.%的Co、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O、0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的雜質;所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(Dav)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度｛111｝晶面聚集度為 14%或更低，｛100｝晶面聚集度為 5～75%，｛110｝晶面聚集度為 5～40%，｛311｝晶面聚集度為 20%或更低，｛331｝晶面聚集度為 20%或更低，｛210｝晶面聚集度為 20%或更低，和｛211｝晶面聚集度為 20%或更低。
20.根據權利要求19的合金薄板，其中，所述Ni含量為30～33wt.%。所述Co含量為3～6wt.%。
21.根據權利要求19的合金薄板，其中，所述O含量為0.0001～0.003wt.%。
22.根據權利要求19的合金薄板，其中，所述B含量為0.0002wt.%或更低。
23.根據權利要求19的合金薄板，其中，所述Si含量為0.001～0.07wt.%。
24.根據權利要求19的合金薄板，其中，所述N含量為0.0001～0.002wt.%。
25.根據權利要求19的合金薄板，其中，所述奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～10。
26.根據權利要求19的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度為8～46%。
27.一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上含有以下元素34～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N、0.05wt.%或更低的Sb，其余是Fe和不可避免的雜質;所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(Dav)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度｛111｝晶面聚集度為 14%或更低，｛100｝晶面聚集度為 5～75%，｛110｝晶面聚集度為 5～40%，｛311｝晶面聚集度為 20%或更低，｛331｝晶面聚集度為 20%或更低，｛210｝晶面聚集度為 20%或更低，和｛211｝晶面聚集度為 20%或更低。
28.根據權利要求27的合金薄板，其中，所述Ni含量為35.5～37wt.%。
29.根據權利要求28的合金薄板，其中，所述Ni含量為35.5～36.5wt.%。
30.根據權利要求27的合金薄板，其中，所述O含量為0.0001～0.004wt.%。
31.根據權利要求27的合金薄板，其中，所述B含量為0.001wt.%或更低。
32.根據權利要求27的合金薄板，其中，所述Si含量為0.001～0.2wt.%。
33.根據權利要求27的合金薄板，其中，所述N含量為0.0001～0.003wt.%。
34.根據權利要求27的合金薄板，其中，所述奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～10。
35.根據權利要求27的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度為8～46%。
36.一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上含有以下元素34～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、1wt.%或更低的Co、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N，0.05wt.%或更低的Sb、其余是Fe和不可避免的雜質;所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(Dav)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度｛111｝晶面聚集度為 14%或更低，｛100｝晶面聚集度為 5～75%，｛110｝晶面聚集度為 5～40%，｛311｝晶面聚集度為 20%或更低，｛331｝晶面聚集度為 20%或更低，｛210｝晶面聚集度為 20%或更低，和｛211｝晶面聚集度為 20%或更低。
37.根據權利要求36的合金薄板，其中，所述Ni含量為35.5～37wt.%。
38.根據權利要求37的合金薄板，其中，所述Ni含量為35.5～36.5wt.%。
39.根據權利要求36的合金薄板，其中，所述O含量為0.0001～0.004wt.%。
40.根據權利要求36的合金薄板，其中，所述B含量為0.001wt.%或更低。
41.根據權利要求36的合金薄板，其中，所述Si含量為0.001～0.2wt.%。
42.根據權利要求36的合金薄板，其中，所述N含量為0.0001～0.003wt.%。
43.根據權利要求36的合金薄板，其中，所述奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～10。
44.根據權利要求36的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度為8～46%。
45.一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上含有以下元素28～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、1wt.%以上～7wt.%的Co、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N、0.05wt.%或更低的Sb、其余是Fe和不可避免的雜質;所述壓制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(Dav)，奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～15，維氏硬度(Hv)為165～220，并滿足以下關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度｛111｝晶面聚集度為 14%或更低，｛100｝晶面聚集度為 5～75%，｛110｝晶面聚集度為 5～40%，｛311｝晶面聚集度為 20%或更低，｛331｝晶面聚集度為 20%或更低，｛210｝晶面聚集度為 20%或更低，和｛211｝晶面聚集度為 20%或更低。
46.根據權利要求45的合金薄板，其中，所述Ni含量為30～33wt.%，所述Co含量為3～6wt.%。
47.根據權利要求45的合金薄板，其中，所述O含量為0.0001～0.004wt.%。
48.根據權利要求45的合金薄板，其中，所述B含量為0.001wt.%或更低。
49.根據權利要求45的合金薄板，其中，所述Si含量為0.001～0.2wt.%。
50.根據權利要求45的合金薄板，其中，所述N含量為0.0001～0.003wt.%。
51.根據權利要求45的合金薄板，其中，所述奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)為1～10。
52.根據權利要求45的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度為8～46%。
全文摘要
一種用于制造蔭罩的合金薄板，該合金薄板基本上含有以下元素34～38wt％的Ni、0.07wt％或更低的Si、0.001wt％或更低的B、0.003wt％或更低的O、0.002wt％或更低的N，其余是Fe和不可避免的雜質。所述合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奧氏體結晶粒度(Dav)、1～15的奧氏體結晶的最大粒度與最小粒度之比(Dmax/Dmin)、165～220的維氏硬度(Hv)，并滿足關系式10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50；和在所述合金薄板其表面上的各晶面聚集度為規定值。
文檔編號C22C38/08GK1096330SQ94103320
公開日1994年12月14日 申請日期1994年3月18日 優先權日1993年5月28日
發明者井上正, 鶴清, 日朝道人, 山內克久 申請人:日本鋼管株式會社