JP2870399B2 - 加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co系合金薄板 - Google Patents
加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co系合金薄板Info
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Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、加工性に優れたカラー
受像管用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co
系合金薄板とそれらの製造方法に関するものである。
受像管用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co
系合金薄板とそれらの製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】近年、カラーテレビの高品位化に伴い、
色ずれの問題に対処できるシャドウマスク用合金とし
て、33〜39wt%のNiを含有するFe−Ni系合
金が使用されている。このFe−Ni系合金は、シャド
ウマスク用材料として従来から使用されてきた低炭素鋼
に較べ、熱膨張率が著しく小さい。このためFe−Ni
系合金で作られたシャドウマスクは、電子ビームにより
加熱されても熱膨張による色ずれの問題は生じにくい。
また、アパーチャーグリル用の素材としても、従来の低
炭素鋼に較べて強度が高い低熱膨張のFe−Ni系合金
の使用が検討されはじめている。
色ずれの問題に対処できるシャドウマスク用合金とし
て、33〜39wt%のNiを含有するFe−Ni系合
金が使用されている。このFe−Ni系合金は、シャド
ウマスク用材料として従来から使用されてきた低炭素鋼
に較べ、熱膨張率が著しく小さい。このためFe−Ni
系合金で作られたシャドウマスクは、電子ビームにより
加熱されても熱膨張による色ずれの問題は生じにくい。
また、アパーチャーグリル用の素材としても、従来の低
炭素鋼に較べて強度が高い低熱膨張のFe−Ni系合金
の使用が検討されはじめている。
【0003】通常、カラー受像管用の合金薄板は、連続
鋳造法または造塊法によって得られた合金塊に、分塊圧
延、熱間圧延および冷間圧延・焼鈍を施すことにより製
造される。また、このようにして製造されたシャドウマ
スク用合金薄板は、通常、以下のような工程によってシ
ャドウマスクに加工される。すなわち、シャドウマスク
用合金薄板にフォトエッチングによって電子ビームの通
過孔を形成し(以下、このエッチングによって穿孔され
たままのシャドウマスク用合金薄板を「フラットマス
ク」という)、このフラットマスクに焼鈍を施した後、
ブラウン管の形状に合うように曲面形状にプレス成形
し、しかる後これをシャドウマスクに組立て、その表面
上に黒化処理を施す。また、アパーチャーグリルの場合
は、金属薄板にエッチング加工によって多数のスリット
を形成し、その後スリット方向に張力を付与した状態で
フレームに張り渡して溶接し、この張力を付与した状態
のまま400〜600℃の温度で黒化処理を施すことで
製造される。
鋳造法または造塊法によって得られた合金塊に、分塊圧
延、熱間圧延および冷間圧延・焼鈍を施すことにより製
造される。また、このようにして製造されたシャドウマ
スク用合金薄板は、通常、以下のような工程によってシ
ャドウマスクに加工される。すなわち、シャドウマスク
用合金薄板にフォトエッチングによって電子ビームの通
過孔を形成し(以下、このエッチングによって穿孔され
たままのシャドウマスク用合金薄板を「フラットマス
ク」という)、このフラットマスクに焼鈍を施した後、
ブラウン管の形状に合うように曲面形状にプレス成形
し、しかる後これをシャドウマスクに組立て、その表面
上に黒化処理を施す。また、アパーチャーグリルの場合
は、金属薄板にエッチング加工によって多数のスリット
を形成し、その後スリット方向に張力を付与した状態で
フレームに張り渡して溶接し、この張力を付与した状態
のまま400〜600℃の温度で黒化処理を施すことで
製造される。
【0004】従来、Fe−Ni系合金を冷間圧延・再結
晶焼鈍後、仕上圧延して製造されたシャドウマスク用素
材は、低炭素鋼のシャドウマスク用素材に較べて強度が
高いため、エッチング穿孔後のプレス成形性を確保する
ために800℃以上の高温で軟化焼鈍(プレス前焼鈍)
を実施し、その軟質化を図っている。しかし、このよう
に軟化焼鈍を800℃という高温で行うことは作業効率
および経済性の面で不利であり、このためより低温の軟
化焼鈍を実施した場合にも、800℃以上で軟化焼鈍し
た材料と同等の低強度が得られる材料の開発が望まれて
いる。
晶焼鈍後、仕上圧延して製造されたシャドウマスク用素
材は、低炭素鋼のシャドウマスク用素材に較べて強度が
高いため、エッチング穿孔後のプレス成形性を確保する
ために800℃以上の高温で軟化焼鈍(プレス前焼鈍)
を実施し、その軟質化を図っている。しかし、このよう
に軟化焼鈍を800℃という高温で行うことは作業効率
および経済性の面で不利であり、このためより低温の軟
化焼鈍を実施した場合にも、800℃以上で軟化焼鈍し
た材料と同等の低強度が得られる材料の開発が望まれて
いる。
【0005】シャドウマスク用インバー合金のプレス成
形性を向上させることを目的として、特開平3−267
320号公報では800℃未満の軟化焼鈍条件の下で低
強度化を図る技術が開示されている。この技術は、冷間
圧延とこれに続く再結晶焼鈍の後、5〜20wt%の圧
延率で仕上冷間圧延することにより、800℃未満の温
度の軟化焼鈍によって、200℃での0.2wt%耐力
を9.5kgf/mm2(10kgf/mm2以下)と
し、プレス成形性の良好なレベルまで低強度化を図ろう
とするものである。
形性を向上させることを目的として、特開平3−267
320号公報では800℃未満の軟化焼鈍条件の下で低
強度化を図る技術が開示されている。この技術は、冷間
圧延とこれに続く再結晶焼鈍の後、5〜20wt%の圧
延率で仕上冷間圧延することにより、800℃未満の温
度の軟化焼鈍によって、200℃での0.2wt%耐力
を9.5kgf/mm2(10kgf/mm2以下)と
し、プレス成形性の良好なレベルまで低強度化を図ろう
とするものである。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】しかし、この特開平3
−267320号の技術は、単に平均的な粒度と強度に
注目したものであって、開示されている強圧下−低温再
結晶というプロセスでは{100}面の集積度が著しく
大きくなり、また、混粒組織となってしまう。このた
め、この技術により得られたシャドウマスク用材料はプ
レス成形時に金型にかじり付きが発生し、シャドウマス
ク端部で割れが発生し易いという欠点がある。また、こ
の材料は面内異方性も大きいため、シャドウマスクに透
過ムラが発生するケースもしばしば見られ、品質上に問
題がある。
−267320号の技術は、単に平均的な粒度と強度に
注目したものであって、開示されている強圧下−低温再
結晶というプロセスでは{100}面の集積度が著しく
大きくなり、また、混粒組織となってしまう。このた
め、この技術により得られたシャドウマスク用材料はプ
レス成形時に金型にかじり付きが発生し、シャドウマス
ク端部で割れが発生し易いという欠点がある。また、こ
の材料は面内異方性も大きいため、シャドウマスクに透
過ムラが発生するケースもしばしば見られ、品質上に問
題がある。
【0007】また、アパーチャーグリル用素材として用
いられている従来の低炭素鋼板は抗張力が70kgf/
mm2程度であり、このような素材を用いた場合、ブラ
ウン管メーカーで施される黒化処理により素材が回復し
て抗張力が低下するため、アパーチャーグリル用素体1
本当りに付与できる張力は高々50〜60kgf/mm
2程度に過ぎない。しかるに、最近ではTVの大画面
化、高画質化、高輝度化により、アパーチャーグリル用
素体に付与できる張力をより高くすることが望まれてお
り、従来の低炭素鋼板の素材ではこのようなニーズに応
えることができない。また、このようなニーズに応える
ような新規の材料も未だ開発されていない。
いられている従来の低炭素鋼板は抗張力が70kgf/
mm2程度であり、このような素材を用いた場合、ブラ
ウン管メーカーで施される黒化処理により素材が回復し
て抗張力が低下するため、アパーチャーグリル用素体1
本当りに付与できる張力は高々50〜60kgf/mm
2程度に過ぎない。しかるに、最近ではTVの大画面
化、高画質化、高輝度化により、アパーチャーグリル用
素体に付与できる張力をより高くすることが望まれてお
り、従来の低炭素鋼板の素材ではこのようなニーズに応
えることができない。また、このようなニーズに応える
ような新規の材料も未だ開発されていない。
【0008】本発明はこのような従来技術の問題に鑑
み、プレス前焼鈍を800℃未満の比較的低い温度で実
施した場合でも、優れた加工性、すなわち、プレス成形
時の形状凍結性に優れ、金型とのなじみが良好で、材料
の割れが生じにくく、しかもシャドウマスクの透過ムラ
の原因となる伸びムラも生じにくいという優れたプレス
成形性を示し、さらに、部分的な色ずれの発生がなく優
れた画面品質を得ることができ、さらには、アパーチャ
ーグリル用素材としても黒化処理後で高抗張力を有し、
アパーチャーグリル用素体に高張力を付与する際でもへ
たり等の問題を生じない、加工性に優れたカラー受像管
用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co系合金
薄板とその製造方法の提供を目的とする。
み、プレス前焼鈍を800℃未満の比較的低い温度で実
施した場合でも、優れた加工性、すなわち、プレス成形
時の形状凍結性に優れ、金型とのなじみが良好で、材料
の割れが生じにくく、しかもシャドウマスクの透過ムラ
の原因となる伸びムラも生じにくいという優れたプレス
成形性を示し、さらに、部分的な色ずれの発生がなく優
れた画面品質を得ることができ、さらには、アパーチャ
ーグリル用素材としても黒化処理後で高抗張力を有し、
アパーチャーグリル用素体に高張力を付与する際でもへ
たり等の問題を生じない、加工性に優れたカラー受像管
用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co系合金
薄板とその製造方法の提供を目的とする。
【0009】
【課題を解決するための手段】このような目的を達成す
るため本発明が特徴とする構成は以下の通りである。
るため本発明が特徴とする構成は以下の通りである。
【0010】(1) Ni:33〜39wt%、Si:
0.20wt%以下、Mn:0.001〜1.0wt
%、B:0.0050wt%以下、O:0.0040w
t%以下、N:0.0030wt%以下、Sb:0.0
005〜0.0500wt%、Sn:0.0002〜
0.0050wt%、As:0.0002〜0.005
0wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有し、シャドウマスク成形のためのプレス前焼鈍前
におけるまたはアパーチャーグリルに加工前における平
均オーステナイト結晶粒径Davが8.0〜15.0μ
m、オーステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値Dm
inとの比Dmax/Dminが1〜15、ビッカース硬さHv
が165〜240で且つ平均オーステナイト結晶粒径D
av(μm)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足し、板表面での結晶面集積度が下記条件を
満足する加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni系合
金薄板。{111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率
0.20wt%以下、Mn:0.001〜1.0wt
%、B:0.0050wt%以下、O:0.0040w
t%以下、N:0.0030wt%以下、Sb:0.0
005〜0.0500wt%、Sn:0.0002〜
0.0050wt%、As:0.0002〜0.005
0wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有し、シャドウマスク成形のためのプレス前焼鈍前
におけるまたはアパーチャーグリルに加工前における平
均オーステナイト結晶粒径Davが8.0〜15.0μ
m、オーステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値Dm
inとの比Dmax/Dminが1〜15、ビッカース硬さHv
が165〜240で且つ平均オーステナイト結晶粒径D
av(μm)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足し、板表面での結晶面集積度が下記条件を
満足する加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni系合
金薄板。{111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率
【0011】(2) Ni:33〜39wt%、Co:
1wt%以下、Si:0.20wt%以下、Mn:0.
001〜1.0wt%、B:0.0050wt%以下、
O:0.0040wt%以下、N:0.0030wt%
以下、Sb:0.0005〜0.0500wt%、S
n:0.0002〜0.0050wt%、As:0.0
002〜0.0050wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有し、シャドウマスク成形のためのプレス前焼鈍前
におけるまたはアパーチャーグリルに加工前の平均オー
ステナイト結晶粒径Davが8.0〜15.0μm、オー
ステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値Dminとの比
Dmax/Dminが1〜15、ビッカース硬さHvが165
〜240で且つ平均オーステナイト結晶粒径Dav(μ
m)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足し、板表面での結晶面集積度が下記条件を
満足する加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni系合
金薄板。 {111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率
1wt%以下、Si:0.20wt%以下、Mn:0.
001〜1.0wt%、B:0.0050wt%以下、
O:0.0040wt%以下、N:0.0030wt%
以下、Sb:0.0005〜0.0500wt%、S
n:0.0002〜0.0050wt%、As:0.0
002〜0.0050wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有し、シャドウマスク成形のためのプレス前焼鈍前
におけるまたはアパーチャーグリルに加工前の平均オー
ステナイト結晶粒径Davが8.0〜15.0μm、オー
ステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値Dminとの比
Dmax/Dminが1〜15、ビッカース硬さHvが165
〜240で且つ平均オーステナイト結晶粒径Dav(μ
m)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足し、板表面での結晶面集積度が下記条件を
満足する加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni系合
金薄板。 {111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率
【0012】(3) Ni:27〜38wt%、Co:
1wt%超〜7wt%、Si:0.20wt%以下、M
n:0.001〜1.0wt%、B:0.0050wt
%以下、O:0.0040wt%以下、N:0.003
0wt%以下、Sb:0.0005〜0.0500wt
%、Sn:0.0002〜0.0050wt%、As:
0.0002〜0.0050wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有し、シャドウマスク成形のためのプレス前焼鈍前
におけるまたはアパーチャーグリルに加工前における平
均オーステナイト結晶粒径Davが8.0〜15.0μ
m、オーステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値Dm
inとの比Dmax/Dminが1〜15、ビッカース硬さHv
が165〜240で且つ平均オーステナイト結晶粒径D
av(μm)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足し、板表面での結晶面集積度が下記条件を
満足する加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni−C
o系合金薄板。 {111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率
1wt%超〜7wt%、Si:0.20wt%以下、M
n:0.001〜1.0wt%、B:0.0050wt
%以下、O:0.0040wt%以下、N:0.003
0wt%以下、Sb:0.0005〜0.0500wt
%、Sn:0.0002〜0.0050wt%、As:
0.0002〜0.0050wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有し、シャドウマスク成形のためのプレス前焼鈍前
におけるまたはアパーチャーグリルに加工前における平
均オーステナイト結晶粒径Davが8.0〜15.0μ
m、オーステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値Dm
inとの比Dmax/Dminが1〜15、ビッカース硬さHv
が165〜240で且つ平均オーステナイト結晶粒径D
av(μm)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足し、板表面での結晶面集積度が下記条件を
満足する加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni−C
o系合金薄板。 {111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率
【0013】(4) 請求項1に記載Fe−Ni系合金
薄板の製造方法において、Ni:33〜39wt%、S
i:0.20wt%以下、Mn:0.001〜1.0w
t%、B:0.0050wt%以下、O:0.0040
wt%以下、N:0.0030wt%以下、Sb:0.
0005〜0.0500wt%、Sn:0.0002〜
0.0050wt%、As:0.0002〜0.005
0wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有する冷延素材を、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経てまたは
熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経て製造す
る際に、前記熱延板焼鈍における昇温速度を3℃/se
c以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10℃/sec
以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/sec以上
とすることを特徴とする加工性に優れたカラー受像管用
Fe−Ni系合金薄板。
薄板の製造方法において、Ni:33〜39wt%、S
i:0.20wt%以下、Mn:0.001〜1.0w
t%、B:0.0050wt%以下、O:0.0040
wt%以下、N:0.0030wt%以下、Sb:0.
0005〜0.0500wt%、Sn:0.0002〜
0.0050wt%、As:0.0002〜0.005
0wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有する冷延素材を、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経てまたは
熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経て製造す
る際に、前記熱延板焼鈍における昇温速度を3℃/se
c以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10℃/sec
以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/sec以上
とすることを特徴とする加工性に優れたカラー受像管用
Fe−Ni系合金薄板。
【0014】(5) 請求項2に記載Fe−Ni系合金
薄板の製造方法において、Ni:33〜39wt%、C
o:1wt%以下、Si:0.20wt%以下、Mn:
0.001〜1.0wt%、B:0.0050wt%以
下、O:0.0040wt%以下、N:0.0030w
t%以下、Sb:0.0005〜0.0500wt%、
Sn:0.0002〜0.0050wt%、As:0.
0002〜0.0050wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有する冷延素材を、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経てまたは
熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経て製造す
る際に、前記熱延板焼鈍における昇温速度を3℃/se
c以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10℃/sec
以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/sec以上
とすることを特徴とする加工性に優れたカラー受像管用
Fe−Ni系合金薄板。
薄板の製造方法において、Ni:33〜39wt%、C
o:1wt%以下、Si:0.20wt%以下、Mn:
0.001〜1.0wt%、B:0.0050wt%以
下、O:0.0040wt%以下、N:0.0030w
t%以下、Sb:0.0005〜0.0500wt%、
Sn:0.0002〜0.0050wt%、As:0.
0002〜0.0050wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有する冷延素材を、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経てまたは
熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経て製造す
る際に、前記熱延板焼鈍における昇温速度を3℃/se
c以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10℃/sec
以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/sec以上
とすることを特徴とする加工性に優れたカラー受像管用
Fe−Ni系合金薄板。
【0015】(6) 請求項3に記載Fe−Ni−Co
系合金薄板の製造方法において、Ni:27〜38wt
%、Co:1wt%超〜7wt%、Si:0.20wt
%以下、Mn:0.001〜1.0wt%、B:0.0
050wt%以下、O:0.0040wt%以下、N:
0.0030wt%以下、Sb:0.0005〜0.0
500wt%、Sn:0.0002〜0.0050wt
%、As:0.0002〜0.0050wt%を含有
し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有する冷延素材を、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経てまたは
熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経て製造す
る際に、前記熱延板焼鈍における昇温速度を3℃/se
c以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10℃/sec
以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/sec以上
とすることを特徴とする加工性に優れたカラー受像管用
Fe−Ni−Co系合金薄板。
系合金薄板の製造方法において、Ni:27〜38wt
%、Co:1wt%超〜7wt%、Si:0.20wt
%以下、Mn:0.001〜1.0wt%、B:0.0
050wt%以下、O:0.0040wt%以下、N:
0.0030wt%以下、Sb:0.0005〜0.0
500wt%、Sn:0.0002〜0.0050wt
%、As:0.0002〜0.0050wt%を含有
し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有する冷延素材を、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経てまたは
熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経て製造す
る際に、前記熱延板焼鈍における昇温速度を3℃/se
c以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10℃/sec
以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/sec以上
とすることを特徴とする加工性に優れたカラー受像管用
Fe−Ni−Co系合金薄板。
【0016】
【作用】以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説
明する。本発明の成分組成の限定理由は以下の通りであ
る。色ずれの発生を防止するためにカラー受像管用Fe
−Ni系合金薄板に要求される30〜100℃の温度域
における平均熱膨張係数の上限値は、3.0×(1/1
06)/℃である。熱膨張係数は合金のNi量に依存
し、上記の平均熱膨張係数の条件を満たすNi量は、3
3〜39wt%である。このためNiは33〜39wt
%の範囲とする。また、より低い平均熱膨張係数を得る
ためにはNi量を35〜37wt%、さらに好ましくは
35.5〜36.5wt%とすることが望ましい。通
常、CoはFe−Ni系合金中に不可避不純物としてあ
る程度含まれており、Coが1wt%以下では特性にほ
とんど影響を与えず、Ni量も上記範囲でよい。なお、
Coの下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面か
らは0.001wt%程度が実質的な下限となる。
明する。本発明の成分組成の限定理由は以下の通りであ
る。色ずれの発生を防止するためにカラー受像管用Fe
−Ni系合金薄板に要求される30〜100℃の温度域
における平均熱膨張係数の上限値は、3.0×(1/1
06)/℃である。熱膨張係数は合金のNi量に依存
し、上記の平均熱膨張係数の条件を満たすNi量は、3
3〜39wt%である。このためNiは33〜39wt
%の範囲とする。また、より低い平均熱膨張係数を得る
ためにはNi量を35〜37wt%、さらに好ましくは
35.5〜36.5wt%とすることが望ましい。通
常、CoはFe−Ni系合金中に不可避不純物としてあ
る程度含まれており、Coが1wt%以下では特性にほ
とんど影響を与えず、Ni量も上記範囲でよい。なお、
Coの下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面か
らは0.001wt%程度が実質的な下限となる。
【0017】一方、Coを1wt%超〜7wt%含有す
る場合には、上記の平均熱膨張係数の条件を満足するた
めのNiの範囲は27〜38wt%である。このためC
oを1wt%超〜7wt%含有する場合には、Niは2
7〜38wt%の範囲とする。また、Coを3〜6wt
%、Niを30〜33wt%とすることにより、平均熱
膨張係数がより低い優れた特性が得られる。また、Co
が7wt%を超えると逆に熱膨張係数が劣化するため、
Coの上限は7wt%とする。
る場合には、上記の平均熱膨張係数の条件を満足するた
めのNiの範囲は27〜38wt%である。このためC
oを1wt%超〜7wt%含有する場合には、Niは2
7〜38wt%の範囲とする。また、Coを3〜6wt
%、Niを30〜33wt%とすることにより、平均熱
膨張係数がより低い優れた特性が得られる。また、Co
が7wt%を超えると逆に熱膨張係数が劣化するため、
Coの上限は7wt%とする。
【0018】Oは不可避不純物元素の1つであり、O量
が多いと合金中の酸化物系非金属介在物が多くなり、本
発明が目的とする加工性が劣化する。すなわち、上記介
在物が、特に800℃未満の温度域で行われるプレス前
焼鈍において結晶粒の成長性を阻害する。Oが0.00
40wt%を超えると、この粒成長の阻害作用が著しく
なり、本発明が目的とするプレス成形性が得られない。
このためOは0.0040wt%を上限とする。なお、
下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面からは
0.0001wt%程度が実質的な下限となる。
が多いと合金中の酸化物系非金属介在物が多くなり、本
発明が目的とする加工性が劣化する。すなわち、上記介
在物が、特に800℃未満の温度域で行われるプレス前
焼鈍において結晶粒の成長性を阻害する。Oが0.00
40wt%を超えると、この粒成長の阻害作用が著しく
なり、本発明が目的とするプレス成形性が得られない。
このためOは0.0040wt%を上限とする。なお、
下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面からは
0.0001wt%程度が実質的な下限となる。
【0019】Bは熱間加工性を向上させる作用がある
が、その含有量が多くなると本発明が目的とする加工性
が劣化する。すなわち、プレス前焼鈍時に形成される再
結晶粒の粒界に偏析し、粒界移動を阻害する結果、結晶
粒の成長性が阻害され、プレス前焼鈍後で所要の0.2
%耐力が得られなくなる。特に、本発明が前提とする比
較的低い温度でのプレス前焼鈍の下では粒成長の阻害作
用が強く、しかも、この作用はすべての結晶粒に対して
一様に働くものではないため、結果的には著しい混粒組
織を生じ、プレス成形時の材料の伸びムラを生じさせ、
シャドウマスクの透過ムラの原因となる。Bが0.00
50wt%を超えると、上記した粒成長の阻害作用が著
しくなるため、本発明が目的とするプレス成形性が得ら
れなくなり、また、上記の透過ムラ等の問題も生じる。
このためBは0.0050wt%を上限とする。なお、
上記の観点からより好ましいB量は0.0002wt%
以下である。なお、Bの下限は特に限定しないが、溶製
上の経済性の面からは0.00001wt%程度が実質
的な下限となる。
が、その含有量が多くなると本発明が目的とする加工性
が劣化する。すなわち、プレス前焼鈍時に形成される再
結晶粒の粒界に偏析し、粒界移動を阻害する結果、結晶
粒の成長性が阻害され、プレス前焼鈍後で所要の0.2
%耐力が得られなくなる。特に、本発明が前提とする比
較的低い温度でのプレス前焼鈍の下では粒成長の阻害作
用が強く、しかも、この作用はすべての結晶粒に対して
一様に働くものではないため、結果的には著しい混粒組
織を生じ、プレス成形時の材料の伸びムラを生じさせ、
シャドウマスクの透過ムラの原因となる。Bが0.00
50wt%を超えると、上記した粒成長の阻害作用が著
しくなるため、本発明が目的とするプレス成形性が得ら
れなくなり、また、上記の透過ムラ等の問題も生じる。
このためBは0.0050wt%を上限とする。なお、
上記の観点からより好ましいB量は0.0002wt%
以下である。なお、Bの下限は特に限定しないが、溶製
上の経済性の面からは0.00001wt%程度が実質
的な下限となる。
【0020】Siは溶製時の脱酸元素として添加される
が、その添加量が0.20wt%を超えると、プレス前
焼鈍時に合金板表面にSiの酸化膜が形成され、この酸
化膜によりプレス成形時の金型とのなじみが悪くなり、
合金板の金型へのかじり付きが生じるようになる。この
ため、Siは0.20wt%を上限とする。また、Si
量をさらに低減することにより、合金板と金型とのなじ
みをより良好なものとすることができる。なお、Siの
下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面からは
0.001wt%程度が実質的な下限となる。
が、その添加量が0.20wt%を超えると、プレス前
焼鈍時に合金板表面にSiの酸化膜が形成され、この酸
化膜によりプレス成形時の金型とのなじみが悪くなり、
合金板の金型へのかじり付きが生じるようになる。この
ため、Siは0.20wt%を上限とする。また、Si
量をさらに低減することにより、合金板と金型とのなじ
みをより良好なものとすることができる。なお、Siの
下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面からは
0.001wt%程度が実質的な下限となる。
【0021】Nは溶製時に不可避的に混入する元素であ
り、Nが0.0030wt%を超えて含有するとプレス
前焼鈍時に合金板表面にNが濃化して窒化物を形成し、
この窒化物によりプレス成形時の金型とのなじみが悪く
なり、合金板の金型へのかじり付きが生じるようにな
る。このためNは0.0030wt%以下とする。な
お、下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面から
は0.0001wt%程度が実質的な下限となる。
り、Nが0.0030wt%を超えて含有するとプレス
前焼鈍時に合金板表面にNが濃化して窒化物を形成し、
この窒化物によりプレス成形時の金型とのなじみが悪く
なり、合金板の金型へのかじり付きが生じるようにな
る。このためNは0.0030wt%以下とする。な
お、下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面から
は0.0001wt%程度が実質的な下限となる。
【0022】Mnは熱間加工性を向上させる作用があ
り、その添加量が0.001wt%未満では熱間加工性
の向上効果が得られない。一方、1.0wt%を超えて
添加すると合金の強度が高くなり過ぎ、却って熱間加工
性が劣化する。このためMnは0.001〜1.0wt
%とする。
り、その添加量が0.001wt%未満では熱間加工性
の向上効果が得られない。一方、1.0wt%を超えて
添加すると合金の強度が高くなり過ぎ、却って熱間加工
性が劣化する。このためMnは0.001〜1.0wt
%とする。
【0023】Sb,Sn,Asは、本発明合金において
結晶面の集積度を制御するために、また、アパーチャー
グリル用素材とした場合においてアパーチャーグリル素
体に高張力を付与してもへたり等の問題を生じさせるこ
とがなく、また、この高張力付与後に黒化処理を施した
際にも軟化によるへたりを生じさせることなく高張力を
維持するために、必要不可欠な元素である。
結晶面の集積度を制御するために、また、アパーチャー
グリル用素材とした場合においてアパーチャーグリル素
体に高張力を付与してもへたり等の問題を生じさせるこ
とがなく、また、この高張力付与後に黒化処理を施した
際にも軟化によるへたりを生じさせることなく高張力を
維持するために、必要不可欠な元素である。
【0024】Sbの添加量が0.0005wt%未満で
は{311}結晶面の集積度が20%を超えるためシャ
ドウマスクの部分的な色ずれが発生し、また、アパーチ
ャーグリル用素材とした場合には、黒化処理によって回
復による材料の軟化が生じる。一方、Sbの添加量が
0.0500wt%を超えると黒化処理性が悪くなり、
また、再結晶温度が上昇するため、本発明が目的とする
800℃未満の温度で実施されるプレス前焼鈍後におけ
る所要のプレス成形品質が得られない。このためSbは
0.0005〜0.0500wt%とする。
は{311}結晶面の集積度が20%を超えるためシャ
ドウマスクの部分的な色ずれが発生し、また、アパーチ
ャーグリル用素材とした場合には、黒化処理によって回
復による材料の軟化が生じる。一方、Sbの添加量が
0.0500wt%を超えると黒化処理性が悪くなり、
また、再結晶温度が上昇するため、本発明が目的とする
800℃未満の温度で実施されるプレス前焼鈍後におけ
る所要のプレス成形品質が得られない。このためSbは
0.0005〜0.0500wt%とする。
【0025】また、Snの添加量が0.0002wt%
未満では{331}結晶面の集積度が20%を超えるた
めシャドウマスクの部分的な色ずれが発生し、また、ア
パーチャーグリル用素材とした場合には、黒化処理によ
って回復による材料の軟化が生じる。一方、Snの添加
量が0.0050wt%を超えると黒化処理性が悪くな
り、また再結晶温度が上昇するため、本発明が目的とす
る800℃未満の温度で実施されるプレス前焼鈍後にお
ける所要のプレス成形品質が得られない。このためSn
は0.0002〜0.0050wt%とする。
未満では{331}結晶面の集積度が20%を超えるた
めシャドウマスクの部分的な色ずれが発生し、また、ア
パーチャーグリル用素材とした場合には、黒化処理によ
って回復による材料の軟化が生じる。一方、Snの添加
量が0.0050wt%を超えると黒化処理性が悪くな
り、また再結晶温度が上昇するため、本発明が目的とす
る800℃未満の温度で実施されるプレス前焼鈍後にお
ける所要のプレス成形品質が得られない。このためSn
は0.0002〜0.0050wt%とする。
【0026】また、Asの添加量が0.0002wt%
未満では{210}結晶面の集積度が20%を超えるた
め、シャドウマスクの部分的な色ずれが発生し、また、
アパーチャーグリル用素材とした場合には、黒化処理に
よって回復による材料の軟化が生じる。一方、Asが
0.0050wt%を超えると黒化処理性が悪くなり、
また再結晶温度が上昇するため、本発明が目的とする8
00℃未満の温度で実施されるプレス前焼鈍後における
所要のプレス成形品質が得られない。このためAsは
0.0002〜0.0050wt%とする。
未満では{210}結晶面の集積度が20%を超えるた
め、シャドウマスクの部分的な色ずれが発生し、また、
アパーチャーグリル用素材とした場合には、黒化処理に
よって回復による材料の軟化が生じる。一方、Asが
0.0050wt%を超えると黒化処理性が悪くなり、
また再結晶温度が上昇するため、本発明が目的とする8
00℃未満の温度で実施されるプレス前焼鈍後における
所要のプレス成形品質が得られない。このためAsは
0.0002〜0.0050wt%とする。
【0027】さらに、Sb,Sn,Asの総量は{10
0}結晶面の集積度を制御する上で重要である。すなわ
ち、〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕が0.00
60wt%未満および0.100wt%超の範囲では、
いずれもオーステナイト結晶粒の混粒度が15を超え、
本発明が狙いとする範囲外となってしまう。このためS
b,Sn,Asの総量は、〔Sb〕+10〔Sn〕+1
5〔As〕で0.0060〜0.100wt%の範囲と
する。
0}結晶面の集積度を制御する上で重要である。すなわ
ち、〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕が0.00
60wt%未満および0.100wt%超の範囲では、
いずれもオーステナイト結晶粒の混粒度が15を超え、
本発明が狙いとする範囲外となってしまう。このためS
b,Sn,Asの総量は、〔Sb〕+10〔Sn〕+1
5〔As〕で0.0060〜0.100wt%の範囲と
する。
【0028】なお、上記の成分元素以外の不純物元素と
しては、C:0.0001〜0.100wt%、Cr:
0.001〜3.00wt%、Zr:0.01%以下、
H:3ppm以下の範囲とすることが好ましい。
しては、C:0.0001〜0.100wt%、Cr:
0.001〜3.00wt%、Zr:0.01%以下、
H:3ppm以下の範囲とすることが好ましい。
【0029】本発明が目的とするプレス成形時の形状凍
結性の向上、合金板の割れ発生の抑制およびシャドウマ
スクの透過ムラ発生の防止のためには、上記の成分組成
の規定に加え、プレス前焼鈍前における平均オーステナ
イト結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒径の最大値D
maxと最小値Dminとの比Dmax/Dmin、合金板のビッカ
ース硬さHvを特定の範囲とし、且つこのビッカース硬
さHvを平均オーステナイト結晶粒径Davとの関係で特
定の範囲に規制する必要がある。
結性の向上、合金板の割れ発生の抑制およびシャドウマ
スクの透過ムラ発生の防止のためには、上記の成分組成
の規定に加え、プレス前焼鈍前における平均オーステナ
イト結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒径の最大値D
maxと最小値Dminとの比Dmax/Dmin、合金板のビッカ
ース硬さHvを特定の範囲とし、且つこのビッカース硬
さHvを平均オーステナイト結晶粒径Davとの関係で特
定の範囲に規制する必要がある。
【0030】図1は、本発明が規定する成分組成を有
し、且つプレス前焼鈍前のオーステナイト結晶粒径の最
大値Dmaxと最小値Dminとの比Dmax/Dmin、および各
結晶面の集積度が本発明範囲内にある合金板について、
800℃未満のプレス前焼鈍を実施した後にプレス成形
を行い、プレス前焼鈍前の平均オーステナイト結晶粒径
Davおよびビッカース硬さHvがプレス成形性に及ぼす
影響を調べたものである。同図によれば、平均オーステ
ナイト結晶粒径Davが8.0μm未満では、本発明が前
提とする800℃未満のプレス前焼鈍の下では合金板の
結晶粒径が十分に粗大化しないため、スプリングバック
が大きく形状凍結性が劣っている。一方、平均オーステ
ナイト結晶粒径Davが15.0μmを超えると、プレス
前焼鈍時に再結晶が起こりにくく、この場合も形状凍結
性が劣っている。
し、且つプレス前焼鈍前のオーステナイト結晶粒径の最
大値Dmaxと最小値Dminとの比Dmax/Dmin、および各
結晶面の集積度が本発明範囲内にある合金板について、
800℃未満のプレス前焼鈍を実施した後にプレス成形
を行い、プレス前焼鈍前の平均オーステナイト結晶粒径
Davおよびビッカース硬さHvがプレス成形性に及ぼす
影響を調べたものである。同図によれば、平均オーステ
ナイト結晶粒径Davが8.0μm未満では、本発明が前
提とする800℃未満のプレス前焼鈍の下では合金板の
結晶粒径が十分に粗大化しないため、スプリングバック
が大きく形状凍結性が劣っている。一方、平均オーステ
ナイト結晶粒径Davが15.0μmを超えると、プレス
前焼鈍時に再結晶が起こりにくく、この場合も形状凍結
性が劣っている。
【0031】また、ビッカース硬さHvは主として冷間
圧延率によって決まるが、これが165未満では合金板
に十分な歪が付与されていないため、プレス前焼鈍時に
おける再結晶のための駆動力が小さく、十分な再結晶が
生じない。このためプレス前焼鈍後でも硬質であり、形
状凍結性が劣っている。また、アパーチャーグリル用素
材として用いる場合でも十分な強度が得られない。一
方、合金板に過度の歪が付与されることにより、ビッカ
ース硬さHvが240を超えると、プレス前焼鈍時の再
結晶のための駆動力が大きいため再結晶時の核生成頻度
が高くなり過ぎ、この結果、プレス前焼鈍後において結
晶粒が細粒化し、この場合も形状凍結性が劣ることにな
る。また、アパーチャーグリル用素材として用いる場合
でも延性が低くなり、アパーチャーグリル素体に高張力
を付与する際に破断してしまう。
圧延率によって決まるが、これが165未満では合金板
に十分な歪が付与されていないため、プレス前焼鈍時に
おける再結晶のための駆動力が小さく、十分な再結晶が
生じない。このためプレス前焼鈍後でも硬質であり、形
状凍結性が劣っている。また、アパーチャーグリル用素
材として用いる場合でも十分な強度が得られない。一
方、合金板に過度の歪が付与されることにより、ビッカ
ース硬さHvが240を超えると、プレス前焼鈍時の再
結晶のための駆動力が大きいため再結晶時の核生成頻度
が高くなり過ぎ、この結果、プレス前焼鈍後において結
晶粒が細粒化し、この場合も形状凍結性が劣ることにな
る。また、アパーチャーグリル用素材として用いる場合
でも延性が低くなり、アパーチャーグリル素体に高張力
を付与する際に破断してしまう。
【0032】また、図1によれば、本発明が対象とする
Fe−Ni系合金薄板、Fe−Ni−Co系合金薄板で
はプレス前焼鈍時に適正な再結晶を生じさせるために
は、ビッカース硬さHvを平均オーステナイト結晶粒径
Davとの関係で規定する必要があることが判る。すなわ
ち、プレス前焼鈍前の平均オーステナイト結晶粒径Dav
が大きいものほどプレス前焼鈍時の駆動力を得るために
大きな歪量が必要であるため、平均オーステナイト結晶
粒径Davに応じてビッカース硬さHvの下限を規定する
必要があり、一方、平均オーステナイト結晶粒径Davの
小さいものほど核生成場所が多いため、プレス前焼鈍後
における結晶粒の細粒化を防ぐ観点から平均オーステナ
イト結晶粒径Davに応じてビッカース硬さHvの上限を
規定する必要がある。図1によれば、ビッカース硬さH
vが165以上であっても、Hv<10×Dav+50で
あると、プレス前焼鈍時における再結晶のための駆動力
が相対的に小さ過ぎ、十分な再結晶が生じない。このた
めプレス前焼鈍後でも硬質であり、形状凍結性が劣って
いる。
Fe−Ni系合金薄板、Fe−Ni−Co系合金薄板で
はプレス前焼鈍時に適正な再結晶を生じさせるために
は、ビッカース硬さHvを平均オーステナイト結晶粒径
Davとの関係で規定する必要があることが判る。すなわ
ち、プレス前焼鈍前の平均オーステナイト結晶粒径Dav
が大きいものほどプレス前焼鈍時の駆動力を得るために
大きな歪量が必要であるため、平均オーステナイト結晶
粒径Davに応じてビッカース硬さHvの下限を規定する
必要があり、一方、平均オーステナイト結晶粒径Davの
小さいものほど核生成場所が多いため、プレス前焼鈍後
における結晶粒の細粒化を防ぐ観点から平均オーステナ
イト結晶粒径Davに応じてビッカース硬さHvの上限を
規定する必要がある。図1によれば、ビッカース硬さH
vが165以上であっても、Hv<10×Dav+50で
あると、プレス前焼鈍時における再結晶のための駆動力
が相対的に小さ過ぎ、十分な再結晶が生じない。このた
めプレス前焼鈍後でも硬質であり、形状凍結性が劣って
いる。
【0033】図2は、本発明が規定する成分組成を有
し、且つプレス前焼鈍前の平均オーステナイト結晶粒径
Dav、ビッカース硬さHvおよび各結晶面の集積度が本
発明範囲内にある合金板について、800℃未満のプレ
ス前焼鈍を実施した後にプレス成形を行い、プレス前焼
鈍前のオーステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値
Dminの比Dmax/Dminがシャドウマスクの透過ムラ発
生に及ぼす影響を調べたものである。これによれば、オ
ーステナイト結晶粒径の最大値と最小値との比Dmax/
Dminが15を超えると、エッチング孔径が不揃いにな
るため透過ムラが発生している。Dmax/Dminは小さけ
れば小さいほど好ましく、したがってDmax/Dminの下
限は1となる。
し、且つプレス前焼鈍前の平均オーステナイト結晶粒径
Dav、ビッカース硬さHvおよび各結晶面の集積度が本
発明範囲内にある合金板について、800℃未満のプレ
ス前焼鈍を実施した後にプレス成形を行い、プレス前焼
鈍前のオーステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値
Dminの比Dmax/Dminがシャドウマスクの透過ムラ発
生に及ぼす影響を調べたものである。これによれば、オ
ーステナイト結晶粒径の最大値と最小値との比Dmax/
Dminが15を超えると、エッチング孔径が不揃いにな
るため透過ムラが発生している。Dmax/Dminは小さけ
れば小さいほど好ましく、したがってDmax/Dminの下
限は1となる。
【0034】以上の理由から、本発明ではカラー受像管
用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co系合金
薄板の加工性の向上、すなわちプレス前焼鈍時の結晶粒
の成長性を高めて形状凍結性を良好とし、且つシャドウ
マスクの透過ムラ発生を抑制する条件として、プレス前
焼鈍前における平均オーステナイト結晶粒径Davを8.
0〜15.0μm、オーステナイト結晶粒径の最大値D
maxと最小値Dminとの比Dmax/Dmin(以下、「オース
テナイト結晶粒の混粒度」という)を1〜15、ビッカ
ース硬さHvを165〜240で且つ平均オーステナイ
ト結晶粒径Dav(μm)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足するものと規定する。
用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co系合金
薄板の加工性の向上、すなわちプレス前焼鈍時の結晶粒
の成長性を高めて形状凍結性を良好とし、且つシャドウ
マスクの透過ムラ発生を抑制する条件として、プレス前
焼鈍前における平均オーステナイト結晶粒径Davを8.
0〜15.0μm、オーステナイト結晶粒径の最大値D
maxと最小値Dminとの比Dmax/Dmin(以下、「オース
テナイト結晶粒の混粒度」という)を1〜15、ビッカ
ース硬さHvを165〜240で且つ平均オーステナイ
ト結晶粒径Dav(μm)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足するものと規定する。
【0035】また、本発明が目的とするプレス成形時の
割れ発生の防止、シャドウマスクの透過ムラ発生の防止
および部分的な色ずれ発生の抑制のためには、上述した
ような規定に加えて、プレス前焼鈍前の合金板表面での
結晶面の集積度を所定の範囲にすることが重要である。
本発明者らは、プレス前焼鈍前の合金板表面での{21
1}結晶面の集積度を制御することによりプレス成形時
における合金板の割れ発生を効果的に抑制できること、
また、{100}および{110}の各結晶面の集積度
を制御することによりシャドウマスクの透過ムラを抑制
でき、さらに{111}、{311}、{331}およ
び{210}の各結晶面の集積度を制御することでシャ
ドウマスクの部分的な色ずれの発生を抑制できることを
見出した。
割れ発生の防止、シャドウマスクの透過ムラ発生の防止
および部分的な色ずれ発生の抑制のためには、上述した
ような規定に加えて、プレス前焼鈍前の合金板表面での
結晶面の集積度を所定の範囲にすることが重要である。
本発明者らは、プレス前焼鈍前の合金板表面での{21
1}結晶面の集積度を制御することによりプレス成形時
における合金板の割れ発生を効果的に抑制できること、
また、{100}および{110}の各結晶面の集積度
を制御することによりシャドウマスクの透過ムラを抑制
でき、さらに{111}、{311}、{331}およ
び{210}の各結晶面の集積度を制御することでシャ
ドウマスクの部分的な色ずれの発生を抑制できることを
見出した。
【0036】すなわち、{211}結晶面の集積度が2
0%を超えるとプレス成形時に合金板の割れが発生す
る。また、{111}、{311}、{331}および
{210}の各結晶面の集積度が、それぞれ{111}
結晶面:14%超、{311}結晶面:20%超、{3
31}結晶面:20%超、{210}結晶面:20%超
となると、プレス成形によって孔形状が異常に変形し、
上述したシャドウマスクの部分的な色ずれが発生する。
0%を超えるとプレス成形時に合金板の割れが発生す
る。また、{111}、{311}、{331}および
{210}の各結晶面の集積度が、それぞれ{111}
結晶面:14%超、{311}結晶面:20%超、{3
31}結晶面:20%超、{210}結晶面:20%超
となると、プレス成形によって孔形状が異常に変形し、
上述したシャドウマスクの部分的な色ずれが発生する。
【0037】{100}および{110}の各結晶面の
集積度の制御は、オーステナイト結晶粒の混粒度(Dma
x/Dmin)を本発明範囲内とするために必要である。す
なわち、{100}結晶面の集積度が75%を超えるか
或いは{110}結晶面の集積度が40%を超えると、
オーステナイト結晶粒の混粒度が15を超えてしまう。
この結果、プレス前焼鈍時の再結晶が均一に進行せず、
プレス前焼鈍後の結晶粒が混粒状態となるためシャドウ
マスクに透過ムラが生じる。また、{100}結晶面の
集積度が5%未満では{110}結晶面の集積度が40
%を超え、また、{110}結晶面が5%未満では{1
00}結晶面の集積度が75%を超えるため、いずれも
オーステナイト結晶粒の混粒度が15を超え、シャドウ
マスクに透過ムラが生じる。
集積度の制御は、オーステナイト結晶粒の混粒度(Dma
x/Dmin)を本発明範囲内とするために必要である。す
なわち、{100}結晶面の集積度が75%を超えるか
或いは{110}結晶面の集積度が40%を超えると、
オーステナイト結晶粒の混粒度が15を超えてしまう。
この結果、プレス前焼鈍時の再結晶が均一に進行せず、
プレス前焼鈍後の結晶粒が混粒状態となるためシャドウ
マスクに透過ムラが生じる。また、{100}結晶面の
集積度が5%未満では{110}結晶面の集積度が40
%を超え、また、{110}結晶面が5%未満では{1
00}結晶面の集積度が75%を超えるため、いずれも
オーステナイト結晶粒の混粒度が15を超え、シャドウ
マスクに透過ムラが生じる。
【0038】図3は{100}結晶面の集積度とオース
テナイト結晶粒の混粒度との関係を示したもので、{1
00}結晶面の集積度を5〜75%とすることにより、
オーステナイト結晶粒の混粒度を1〜15の範囲に制御
できることが判る。また、{100}結晶面の集積度を
より限定された8〜46%の範囲とすることにより混粒
度をさらに小さくすることができ、このため透過ムラの
発生をより効果的に抑制することができる。
テナイト結晶粒の混粒度との関係を示したもので、{1
00}結晶面の集積度を5〜75%とすることにより、
オーステナイト結晶粒の混粒度を1〜15の範囲に制御
できることが判る。また、{100}結晶面の集積度を
より限定された8〜46%の範囲とすることにより混粒
度をさらに小さくすることができ、このため透過ムラの
発生をより効果的に抑制することができる。
【0039】以上の理由から、本発明ではプレス前焼鈍
前の合金板表面での各結晶面の集積を以下のように規定
する。 {111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率
前の合金板表面での各結晶面の集積を以下のように規定
する。 {111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率
【0040】上述した各結晶面の集積度は、板表面のX
線回折により得られる(111)、(200)、(22
0)、(311)、(331)、(420)及び(42
2)の各回折面のX線回折強度から求めることができ
る。例えば、{111}結晶面の集積度は(111)回
折面の相対X線強度比を(111)、(200)、(2
20)、(311)、(331)、(420)及び(4
22)の各回折面の相対X線強度比の和で割ることによ
り求めることができる。また、他の{100}、{11
0}、{311}、{331}、{210}、{21
1}の各結晶面の集積度も同様にして求めることができ
る。ここで、相対X線回折強度比とは各回折面で測定さ
れたX線回折強度をその回折面の理論X線強度で割った
ものである。例えば、(111)回折面の相対X線回折
強度比は(111)回折面のX線回折強度を(111)
回折面のX線回折理論強度で割ったものである。
線回折により得られる(111)、(200)、(22
0)、(311)、(331)、(420)及び(42
2)の各回折面のX線回折強度から求めることができ
る。例えば、{111}結晶面の集積度は(111)回
折面の相対X線強度比を(111)、(200)、(2
20)、(311)、(331)、(420)及び(4
22)の各回折面の相対X線強度比の和で割ることによ
り求めることができる。また、他の{100}、{11
0}、{311}、{331}、{210}、{21
1}の各結晶面の集積度も同様にして求めることができ
る。ここで、相対X線回折強度比とは各回折面で測定さ
れたX線回折強度をその回折面の理論X線強度で割った
ものである。例えば、(111)回折面の相対X線回折
強度比は(111)回折面のX線回折強度を(111)
回折面のX線回折理論強度で割ったものである。
【0041】また、{100}、{110}、{21
0}、{211}の各結晶面の集積度は、それぞれこれ
らの結晶面と方位的に等しい(200)、(220)、
(420)、(422)回折面の相対X線回折強度比を
上記の(111)から(422)までの7個の回折面の
相対X線回折強度比の和で割ることにより求めることが
できる。
0}、{211}の各結晶面の集積度は、それぞれこれ
らの結晶面と方位的に等しい(200)、(220)、
(420)、(422)回折面の相対X線回折強度比を
上記の(111)から(422)までの7個の回折面の
相対X線回折強度比の和で割ることにより求めることが
できる。
【0042】本発明が規定するプレス前焼鈍前の{11
1}、{100}、{110}、{311}、{33
1}、{210}および{211}の各結晶面の集積度
は、通常、熱間圧延以降の処理条件を適宜選択すること
により得ることができる。例えば、本発明の合金薄板
を、分塊圧延スラブまたは連続鋳造スラブを熱間圧延し
て得られた冷延素材或いはストリップキャスティングに
より得られた薄鋳板またはその薄鋳板を熱間で軽圧下し
て得られた冷延素材を、熱延板焼鈍−冷間圧延−再結晶
焼鈍−冷間圧延−再結晶焼鈍−仕上冷間圧延−歪取り焼
鈍の各工程または熱延板焼鈍−冷間圧延−再結晶焼鈍−
仕上冷間圧延−歪取り焼鈍の各工程を経て製造する場
合、上述した各結晶面の集積度を得るためには、熱延板
焼鈍の焼鈍温度を910〜990℃の範囲で適切な温度
に制御すること加えて、熱延板焼鈍における昇温速度を
3℃/sec以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10
℃/sec以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/
sec以上とすることが有効である。
1}、{100}、{110}、{311}、{33
1}、{210}および{211}の各結晶面の集積度
は、通常、熱間圧延以降の処理条件を適宜選択すること
により得ることができる。例えば、本発明の合金薄板
を、分塊圧延スラブまたは連続鋳造スラブを熱間圧延し
て得られた冷延素材或いはストリップキャスティングに
より得られた薄鋳板またはその薄鋳板を熱間で軽圧下し
て得られた冷延素材を、熱延板焼鈍−冷間圧延−再結晶
焼鈍−冷間圧延−再結晶焼鈍−仕上冷間圧延−歪取り焼
鈍の各工程または熱延板焼鈍−冷間圧延−再結晶焼鈍−
仕上冷間圧延−歪取り焼鈍の各工程を経て製造する場
合、上述した各結晶面の集積度を得るためには、熱延板
焼鈍の焼鈍温度を910〜990℃の範囲で適切な温度
に制御すること加えて、熱延板焼鈍における昇温速度を
3℃/sec以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10
℃/sec以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/
sec以上とすることが有効である。
【0043】すなわち、熱延板焼鈍の温度を910〜9
90℃にすることにより、{331}、{210}及び
{211}の各結晶面の集積度を20%以下とすること
ができる。また、熱延板焼鈍、再結晶焼鈍、歪取り焼鈍
における昇温速度を各々上記の範囲内とすることによ
り、{311}結晶面の集積度を20%以下とすること
ができる。なお、その他の製造条件については、本発明
の規定する平均オーステナイト結晶粒径を安定して得る
には、再結晶焼鈍における焼鈍温度を860〜940℃
とすることが、また、本発明の規定するオーステナイト
結晶粒の混粒度を安定して得るには、冷間圧延における
圧下率(2回冷圧を行う場合には各冷圧工程での圧下
率)を50%以上とすることが、さらに、本発明が規定
するビッカース硬度を安定して得るには、仕上冷間圧延
における圧下率を15〜80%とすることが、それぞれ
好ましい。
90℃にすることにより、{331}、{210}及び
{211}の各結晶面の集積度を20%以下とすること
ができる。また、熱延板焼鈍、再結晶焼鈍、歪取り焼鈍
における昇温速度を各々上記の範囲内とすることによ
り、{311}結晶面の集積度を20%以下とすること
ができる。なお、その他の製造条件については、本発明
の規定する平均オーステナイト結晶粒径を安定して得る
には、再結晶焼鈍における焼鈍温度を860〜940℃
とすることが、また、本発明の規定するオーステナイト
結晶粒の混粒度を安定して得るには、冷間圧延における
圧下率(2回冷圧を行う場合には各冷圧工程での圧下
率)を50%以上とすることが、さらに、本発明が規定
するビッカース硬度を安定して得るには、仕上冷間圧延
における圧下率を15〜80%とすることが、それぞれ
好ましい。
【0044】また、本発明が規定する平均オーステナイ
ト結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒の混粒度(Dma
x/Dmin)およびビッカース硬度Hvについては、上記
の条件に加えて、冷間圧延条件、再結晶焼鈍温度、仕上
冷間圧延率および歪取り焼鈍温度の制御により得ること
が可能である。
ト結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒の混粒度(Dma
x/Dmin)およびビッカース硬度Hvについては、上記
の条件に加えて、冷間圧延条件、再結晶焼鈍温度、仕上
冷間圧延率および歪取り焼鈍温度の制御により得ること
が可能である。
【0045】なお、本発明が規定する結晶面の集積度を
得るには、製造工程において分塊圧延後のスラブまたは
連続鋳造スラブを均一化熱処理することは好ましくな
い。例えば、この均一化熱処理が1200℃以上、10
時間以上の条件で行われた場合、{111}、{10
0}、{110}、{311}、{331}、{21
0}、{211}の各結晶面の集積度のうち1つ以上が
本発明が規定する条件から外れてしまうので、このよう
な処理は避けなければならない。本発明が規定する各結
晶面の集積度は、上記した方法以外にも急冷凝固法の採
用、熱間加工での再結晶のコントロールによる集合組織
制御等により得ることができる。
得るには、製造工程において分塊圧延後のスラブまたは
連続鋳造スラブを均一化熱処理することは好ましくな
い。例えば、この均一化熱処理が1200℃以上、10
時間以上の条件で行われた場合、{111}、{10
0}、{110}、{311}、{331}、{21
0}、{211}の各結晶面の集積度のうち1つ以上が
本発明が規定する条件から外れてしまうので、このよう
な処理は避けなければならない。本発明が規定する各結
晶面の集積度は、上記した方法以外にも急冷凝固法の採
用、熱間加工での再結晶のコントロールによる集合組織
制御等により得ることができる。
【0046】本発明の合金薄板は、プレス前焼鈍をフォ
トエッチングの前に実施してもよく、プレス前焼鈍が本
発明が前提とする比較的低い温度で行われるならば、フ
ォトエッチングの品質が損なわれることはない。従来材
では、プレス前焼鈍を本発明が前提とする比較的低い温
度で実施した後にフォトエッチングを実施するとフォト
エッチングの品質が損なわれるため、事実上プレス前焼
鈍をフォトエッチングの前に実施することはできない。
これに対して、本発明材ではプレス前焼鈍後にフォトエ
ッチングを実施してもエッチング性が損なわれることは
ない。
トエッチングの前に実施してもよく、プレス前焼鈍が本
発明が前提とする比較的低い温度で行われるならば、フ
ォトエッチングの品質が損なわれることはない。従来材
では、プレス前焼鈍を本発明が前提とする比較的低い温
度で実施した後にフォトエッチングを実施するとフォト
エッチングの品質が損なわれるため、事実上プレス前焼
鈍をフォトエッチングの前に実施することはできない。
これに対して、本発明材ではプレス前焼鈍後にフォトエ
ッチングを実施してもエッチング性が損なわれることは
ない。
【0047】
〔実施例1〕取鍋精錬によって表1〜表5に示す成分組
成の合金No.1〜No.25を調整し、合金No.1
〜合金No.13、合金No.18〜No.29につい
てはインゴットに鋳造し、これらインゴットを手入れ
後、分塊圧延、表面疵取り、熱間圧延(加熱条件:11
00℃×3時間)して熱延板を得た。また合金No.1
4〜No.17については薄鋳板に直接鋳造し、この薄
鋳板を1300〜1000℃の温度で圧延率30%で熱
間圧延した後800℃で巻取り、熱延板を得た。これら
の熱延板から、以下に述べる工程により表6〜表11に
示す材料No.1〜36の合金薄板を得た。
成の合金No.1〜No.25を調整し、合金No.1
〜合金No.13、合金No.18〜No.29につい
てはインゴットに鋳造し、これらインゴットを手入れ
後、分塊圧延、表面疵取り、熱間圧延(加熱条件:11
00℃×3時間)して熱延板を得た。また合金No.1
4〜No.17については薄鋳板に直接鋳造し、この薄
鋳板を1300〜1000℃の温度で圧延率30%で熱
間圧延した後800℃で巻取り、熱延板を得た。これら
の熱延板から、以下に述べる工程により表6〜表11に
示す材料No.1〜36の合金薄板を得た。
【0048】材料No.11〜No.22、No.2
4、No.25、No.29〜No.32、No.37
〜No.40は、合金No.11〜No.22、No.
24、No.25、No.2、No.5、No.6、N
o.26〜No.29の熱延板から、熱延板焼鈍(昇温
速度3℃/sec以上、910〜990℃)−冷間圧延
−再結晶焼鈍(昇温速度10℃/sec以上、860〜
940℃×120秒)−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温速
度10℃/sec以上、860〜940℃×120秒)
−仕上冷間圧延(圧延率18%)−歪取り焼鈍(昇温速
度5℃/sec以上、530℃×30秒)の工程を経て
製造された板厚0.25mmの合金板である。
4、No.25、No.29〜No.32、No.37
〜No.40は、合金No.11〜No.22、No.
24、No.25、No.2、No.5、No.6、N
o.26〜No.29の熱延板から、熱延板焼鈍(昇温
速度3℃/sec以上、910〜990℃)−冷間圧延
−再結晶焼鈍(昇温速度10℃/sec以上、860〜
940℃×120秒)−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温速
度10℃/sec以上、860〜940℃×120秒)
−仕上冷間圧延(圧延率18%)−歪取り焼鈍(昇温速
度5℃/sec以上、530℃×30秒)の工程を経て
製造された板厚0.25mmの合金板である。
【0049】材料No.1〜No.10は、合金No.
1〜No.10の熱延板から、熱延板焼鈍(昇温速度3
℃/sec以上、910〜990℃)−冷間圧延−再結
晶焼鈍(昇温速度10℃/sec以上、860〜940
℃×120秒)−仕上冷間圧延(圧延率21%)−歪取
り焼鈍(昇温速度5℃/sec以上、540℃×45
秒)の工程を経て製造された板厚0.25mmの合金板
である。材料No.28は、合金No.22の熱延板か
ら、冷間圧延(圧延率92.5%)−再結晶焼鈍(85
0℃×1分)−仕上冷間圧延(圧延率15%)−歪取り
焼鈍(530℃×3秒)の工程を経て製造された板厚
0.25mmの合金板である。
1〜No.10の熱延板から、熱延板焼鈍(昇温速度3
℃/sec以上、910〜990℃)−冷間圧延−再結
晶焼鈍(昇温速度10℃/sec以上、860〜940
℃×120秒)−仕上冷間圧延(圧延率21%)−歪取
り焼鈍(昇温速度5℃/sec以上、540℃×45
秒)の工程を経て製造された板厚0.25mmの合金板
である。材料No.28は、合金No.22の熱延板か
ら、冷間圧延(圧延率92.5%)−再結晶焼鈍(85
0℃×1分)−仕上冷間圧延(圧延率15%)−歪取り
焼鈍(530℃×3秒)の工程を経て製造された板厚
0.25mmの合金板である。
【0050】材料No.26は、合金No.1の熱延板
から、熱延板焼鈍(昇温速度2℃/sec、950℃)
−冷間圧延(圧延率74%)−再結晶焼鈍(昇温速度8
℃/sec、950℃×180秒)−冷間圧延(圧延率
40%)−再結晶焼鈍(昇温速度8℃/sec、950
℃×180秒)−仕上冷間圧延(圧延率15%)−歪取
り焼鈍(昇温速度4℃/sec、530℃×30秒)の
工程を経て製造された板厚0.25mmの合金板であ
る。
から、熱延板焼鈍(昇温速度2℃/sec、950℃)
−冷間圧延(圧延率74%)−再結晶焼鈍(昇温速度8
℃/sec、950℃×180秒)−冷間圧延(圧延率
40%)−再結晶焼鈍(昇温速度8℃/sec、950
℃×180秒)−仕上冷間圧延(圧延率15%)−歪取
り焼鈍(昇温速度4℃/sec、530℃×30秒)の
工程を経て製造された板厚0.25mmの合金板であ
る。
【0051】材料No.27は、合金No.1の熱延板
から、熱延板焼鈍(昇温速度2℃/sec、950℃)
−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温速度8℃/sec、80
0℃×30秒)−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温速度7℃
/sec、800℃×30秒)−仕上冷間圧延−歪取り
焼鈍(昇温速度3℃/sec、530℃×30秒)の工
程を経て製造された板厚0.25mmの合金板である。
材料No.23は合金No.23の熱延板から、熱延板
焼鈍(昇温速度3℃/sec、970℃)−冷間圧延−
再結晶焼鈍(昇温速度15℃/sec、800℃×30
秒)−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温速度20℃/se
c、800℃×30秒)−仕上冷間圧延−歪取り焼鈍
(昇温速度10℃/sec、530℃×30秒)の工程
を経て製造された板厚0.25mmの合金板である。
から、熱延板焼鈍(昇温速度2℃/sec、950℃)
−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温速度8℃/sec、80
0℃×30秒)−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温速度7℃
/sec、800℃×30秒)−仕上冷間圧延−歪取り
焼鈍(昇温速度3℃/sec、530℃×30秒)の工
程を経て製造された板厚0.25mmの合金板である。
材料No.23は合金No.23の熱延板から、熱延板
焼鈍(昇温速度3℃/sec、970℃)−冷間圧延−
再結晶焼鈍(昇温速度15℃/sec、800℃×30
秒)−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温速度20℃/se
c、800℃×30秒)−仕上冷間圧延−歪取り焼鈍
(昇温速度10℃/sec、530℃×30秒)の工程
を経て製造された板厚0.25mmの合金板である。
【0052】材料No.33〜No.36は、合金N
o.3、No.4およびNo.7の熱延板から、冷間圧
延−再結晶焼鈍(昇温速度10℃/sec以上、860
〜940℃×125秒)−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温
速度10℃/sec以上、860〜940℃×125
秒)−仕上冷間圧延−歪取り焼鈍(昇温速度5℃/se
c以上、530℃×30秒)の工程を経て製造された板
厚0.25mmの合金板である。なお、上記の各熱延板
は熱延後で十分に再結晶していた。
o.3、No.4およびNo.7の熱延板から、冷間圧
延−再結晶焼鈍(昇温速度10℃/sec以上、860
〜940℃×125秒)−冷間圧延−再結晶焼鈍(昇温
速度10℃/sec以上、860〜940℃×125
秒)−仕上冷間圧延−歪取り焼鈍(昇温速度5℃/se
c以上、530℃×30秒)の工程を経て製造された板
厚0.25mmの合金板である。なお、上記の各熱延板
は熱延後で十分に再結晶していた。
【0053】以上のようにして得られた材料のうち材料
No.1〜No.12、No.15〜No.36の各合
金板を、エッチングによりフラットマスクに加工した
後、780℃×55分の条件でプレス前焼鈍を施し、し
かる後プレス成形を行ってプレス成形性を調べた。ま
た、プレス成形したシャドウマスクを黒化処理してブラ
ウン管に組み込み、電子ビームを所定時間照射した後の
部分的な色ずれ発生も調べた。また、材料No.13お
よびNo.14の合金板は、エッチング前に795℃×
3分の条件でプレス前焼鈍を施し、しかる後エッチング
によりフラットマスクに加工し、次いでプレス成形を行
ってプレス成形性を調べた。また、上記と同様にして部
分的な色ずれ発生も調べた。
No.1〜No.12、No.15〜No.36の各合
金板を、エッチングによりフラットマスクに加工した
後、780℃×55分の条件でプレス前焼鈍を施し、し
かる後プレス成形を行ってプレス成形性を調べた。ま
た、プレス成形したシャドウマスクを黒化処理してブラ
ウン管に組み込み、電子ビームを所定時間照射した後の
部分的な色ずれ発生も調べた。また、材料No.13お
よびNo.14の合金板は、エッチング前に795℃×
3分の条件でプレス前焼鈍を施し、しかる後エッチング
によりフラットマスクに加工し、次いでプレス成形を行
ってプレス成形性を調べた。また、上記と同様にして部
分的な色ずれ発生も調べた。
【0054】表6〜表8に、プレス前焼鈍前の平均オー
ステナイト結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒の混粒
度(Dmax/Dmin)、ビッカース硬度Hvおよび〔Hv
−10×Dav−50〕を、また、表9〜表11に、プレ
ス前焼鈍前の板表面での各結晶面の集積度、プレス成形
性および部分的な色ずれ発生の有無を示す。なお、材料
No.12の合金板については、歪取り焼鈍後エッチン
グ加工によってスリットを形成し、次いでスリット方向
に張力を65kgf/mm2付加した状態で黒化処理を
施し、その後、クリープ特性を調べた。
ステナイト結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒の混粒
度(Dmax/Dmin)、ビッカース硬度Hvおよび〔Hv
−10×Dav−50〕を、また、表9〜表11に、プレ
ス前焼鈍前の板表面での各結晶面の集積度、プレス成形
性および部分的な色ずれ発生の有無を示す。なお、材料
No.12の合金板については、歪取り焼鈍後エッチン
グ加工によってスリットを形成し、次いでスリット方向
に張力を65kgf/mm2付加した状態で黒化処理を
施し、その後、クリープ特性を調べた。
【0055】表6〜表11によれば、本発明が規定する
成分組成、プレス前焼鈍前の{111}、{100}、
{110}、{311}、{331}、{210}およ
び{211}の各結晶面の集積度、平均オーステナイト
結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒の混粒度(Dmax
/Dmin)、ビッカース硬度Hv、およびHv≧10×
Dav+50の条件を満足する材料No.1〜No.13
は、いずれも優れたプレス成形性を示しており、また、
部分的な色ずれの発生もなく、黒化処理性も良好であ
る。
成分組成、プレス前焼鈍前の{111}、{100}、
{110}、{311}、{331}、{210}およ
び{211}の各結晶面の集積度、平均オーステナイト
結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒の混粒度(Dmax
/Dmin)、ビッカース硬度Hv、およびHv≧10×
Dav+50の条件を満足する材料No.1〜No.13
は、いずれも優れたプレス成形性を示しており、また、
部分的な色ずれの発生もなく、黒化処理性も良好であ
る。
【0056】また、Coを含有する本発明例である材料
No.14〜No.17も同様に優れた特性を示してい
る。また、材料No.13およびNo.14はプレス前
焼鈍をエッチング前に実施したものであるが、このよう
な製造プロセスによってもシャドウマスクとしての本来
の性能が付与されていることが判る。また、材料No.
12のクリープ特性も良好であり、アパーチャーグリル
用素材として優れた特性を備えていることが確認され
た。
No.14〜No.17も同様に優れた特性を示してい
る。また、材料No.13およびNo.14はプレス前
焼鈍をエッチング前に実施したものであるが、このよう
な製造プロセスによってもシャドウマスクとしての本来
の性能が付与されていることが判る。また、材料No.
12のクリープ特性も良好であり、アパーチャーグリル
用素材として優れた特性を備えていることが確認され
た。
【0057】これに対して、材料No.21、No.2
2およびNo.23は、それぞれSb量、Sn量および
As量が本発明範囲未満の比較例であり、それぞれ{3
11}、{331}、{210}の結晶面の集積度が本
発明範囲を超えるためシャドウマスクの部分的な色ずれ
の点で問題がある。また、材料No.23は{311}
の結晶面の集積度が本発明範囲を超えており、透過ムラ
が発生している。材料No.18、No.19およびN
o.20は、それぞれSb量、Sn量およびAs量が本
発明範囲を超えた比較例であり、これらは黒化処理性が
劣り、また、プレス前焼鈍後でも合金は未再結晶である
ためプレス成形時の形状凍結性が劣っており、また、合
金板の割れも発生している。
2およびNo.23は、それぞれSb量、Sn量および
As量が本発明範囲未満の比較例であり、それぞれ{3
11}、{331}、{210}の結晶面の集積度が本
発明範囲を超えるためシャドウマスクの部分的な色ずれ
の点で問題がある。また、材料No.23は{311}
の結晶面の集積度が本発明範囲を超えており、透過ムラ
が発生している。材料No.18、No.19およびN
o.20は、それぞれSb量、Sn量およびAs量が本
発明範囲を超えた比較例であり、これらは黒化処理性が
劣り、また、プレス前焼鈍後でも合金は未再結晶である
ためプレス成形時の形状凍結性が劣っており、また、合
金板の割れも発生している。
【0058】材料No.24、No.25はそれぞれ
〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕の値が本発明の
下限未満の比較例および上限を超えた比較例であり、い
ずれもオーステナイト結晶粒の混粒度が本発明範囲を超
えているため、透過ムラが発生している。また、材料N
o.37〜No.40はそれぞれSi,B,O,Nが本
発明の上限を超えた比較例であり、材料No.37は金
型とのなじみの点で、材料No.38は形状凍結性と透
過ムラの点で、No.39は形状凍結性の点で、材料N
o.40は金型とのなじみの点で、それぞれ問題を生じ
ている。
〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕の値が本発明の
下限未満の比較例および上限を超えた比較例であり、い
ずれもオーステナイト結晶粒の混粒度が本発明範囲を超
えているため、透過ムラが発生している。また、材料N
o.37〜No.40はそれぞれSi,B,O,Nが本
発明の上限を超えた比較例であり、材料No.37は金
型とのなじみの点で、材料No.38は形状凍結性と透
過ムラの点で、No.39は形状凍結性の点で、材料N
o.40は金型とのなじみの点で、それぞれ問題を生じ
ている。
【0059】No.28は熱延板焼鈍を実施することな
く、冷間圧延(圧延率92.5%)−再結晶焼鈍(85
0℃×1分)−仕上冷間圧延(圧延率15%)−歪取り
焼鈍(530℃×3秒)の工程を経て製造されたもの
で、特開平3−267320号の開示技術によるもので
あるが、{110}および{100}結晶面の集積度が
本発明範囲から外れ、特に、オーステナイト結晶粒の混
粒度が大きな値となっているため、透過ムラが発生して
いる。このように、本発明の成分条件を満足する合金板
であっても、本発明が規定する結晶粒の集積度とオース
テナイト結晶粒の混粒度を満足しなければ、優れたプレ
ス成形性は得られない。
く、冷間圧延(圧延率92.5%)−再結晶焼鈍(85
0℃×1分)−仕上冷間圧延(圧延率15%)−歪取り
焼鈍(530℃×3秒)の工程を経て製造されたもの
で、特開平3−267320号の開示技術によるもので
あるが、{110}および{100}結晶面の集積度が
本発明範囲から外れ、特に、オーステナイト結晶粒の混
粒度が大きな値となっているため、透過ムラが発生して
いる。このように、本発明の成分条件を満足する合金板
であっても、本発明が規定する結晶粒の集積度とオース
テナイト結晶粒の混粒度を満足しなければ、優れたプレ
ス成形性は得られない。
【0060】材料No.26およびNo.27は、それ
ぞれ冷間圧延後の再結晶焼鈍が950℃×180秒、8
00℃×30秒の条件で製造されたもので、平均オース
テナイト結晶粒径Davが本発明範囲を超えた比較例、平
均オーステナイト結晶粒径Davが本発明範囲未満の比較
例であり、いずれも形状凍結性が劣っている。また、こ
れらの比較例は焼鈍時の昇温速度が本発明の下限未満で
あるため、{311}の結晶面の集積度が本発明範囲を
超えており、透過ムラが発生している。
ぞれ冷間圧延後の再結晶焼鈍が950℃×180秒、8
00℃×30秒の条件で製造されたもので、平均オース
テナイト結晶粒径Davが本発明範囲を超えた比較例、平
均オーステナイト結晶粒径Davが本発明範囲未満の比較
例であり、いずれも形状凍結性が劣っている。また、こ
れらの比較例は焼鈍時の昇温速度が本発明の下限未満で
あるため、{311}の結晶面の集積度が本発明範囲を
超えており、透過ムラが発生している。
【0061】材料No.33〜No.36は、熱延板焼
鈍を実施することなく、冷間圧延以降の工程は材料N
o.1〜No.21と同様の工程で製造されたものであ
る。このうち材料No.33は{110}結晶面の集積
度が本発明範囲から外れた比較例であり、オーステナイ
ト結晶粒の混粒度が本発明範囲を超えているため透過ム
ラが発生している。No.35は{211}結晶面の集
積度が本発明範囲を超えた比較例であり、合金板の割れ
が発生している。また、材料No.34は{111}と
{311}の結晶面の集積度が本発明範囲から外れた比
較例、材料No.36は{311}と{210}の結晶
面の集積度が本発明範囲を超えた比較例であり、いずれ
も部分的な色ずれが発生している。
鈍を実施することなく、冷間圧延以降の工程は材料N
o.1〜No.21と同様の工程で製造されたものであ
る。このうち材料No.33は{110}結晶面の集積
度が本発明範囲から外れた比較例であり、オーステナイ
ト結晶粒の混粒度が本発明範囲を超えているため透過ム
ラが発生している。No.35は{211}結晶面の集
積度が本発明範囲を超えた比較例であり、合金板の割れ
が発生している。また、材料No.34は{111}と
{311}の結晶面の集積度が本発明範囲から外れた比
較例、材料No.36は{311}と{210}の結晶
面の集積度が本発明範囲を超えた比較例であり、いずれ
も部分的な色ずれが発生している。
【0062】材料No.29〜No.32は、それぞれ
ビッカース硬さHvが本発明の上限を超えた比較例、ビ
ッカース硬さHvが本発明の下限未満の比較例、ビッカ
ース硬さHvが本発明の上限を超えた比較例、Hv<1
0×Dav+50である比較例であり、いずれも形状凍結
性が劣っている。
ビッカース硬さHvが本発明の上限を超えた比較例、ビ
ッカース硬さHvが本発明の下限未満の比較例、ビッカ
ース硬さHvが本発明の上限を超えた比較例、Hv<1
0×Dav+50である比較例であり、いずれも形状凍結
性が劣っている。
【0063】以上のように本発明が規定する成分組成、
プレス前焼鈍前の各結晶面の集積度、平均オーステナイ
ト結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒の混粒度(Dma
x/Dmin)、ビッカース硬度Hv、およびHv≧10×
Dav+50の条件を満足することにより、本発明が目的
とする優れた加工性すなわちプレス成形性および画面品
質を有するカラー受像管用Fe−Ni系合金薄板および
Fe−Ni−Co系合金薄板が得られることが判る。
プレス前焼鈍前の各結晶面の集積度、平均オーステナイ
ト結晶粒径Dav、オーステナイト結晶粒の混粒度(Dma
x/Dmin)、ビッカース硬度Hv、およびHv≧10×
Dav+50の条件を満足することにより、本発明が目的
とする優れた加工性すなわちプレス成形性および画面品
質を有するカラー受像管用Fe−Ni系合金薄板および
Fe−Ni−Co系合金薄板が得られることが判る。
【0064】
【表1】
【0065】
【表2】
【0066】
【表3】
【0067】
【表4】
【0068】
【表5】
【0069】
【表6】
【0070】
【表7】
【0071】
【表8】
【0072】
【表9】
【0073】
【表10】
【0074】
【表11】
【0075】*1 評価基準 ◎:極めて良好、○:良好、×:やや不良*2 評価基
準 ○:良好(しごきマークなし)、△:やや不良(しごきマ
ーク少しあり)、×:不良(しごきマーク多くあり)*3
評価基準 ◎:全くなし、○:なし、△:ややあり、×:あり
準 ○:良好(しごきマークなし)、△:やや不良(しごきマ
ーク少しあり)、×:不良(しごきマーク多くあり)*3
評価基準 ◎:全くなし、○:なし、△:ややあり、×:あり
【0076】
【発明の効果】以上述べたように本発明のカラー受像管
用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co系合金
薄板は、シャドウマスクに用いる場合にあっては、プレ
ス前焼鈍を800℃未満という比較的低い温度で実施し
ても、優れたプレス成形性、すなわち、プレス成形時の
形状凍結性に優れ、金型とのなじみが良好で、材料の割
れが生じにくく、しかも透過ムラの発生が抑えられると
いう優れたプレス成形性を示し、さらに、部分的な色ず
れ発生もなく、黒化処理性も良好であるため優れた画面
品質を得ることができる。また、アパーチャーグリル用
素材として用いる場合にあっては、アパーチャーグリル
素体に従来よりも高い張力を付与しても黒化処理による
クリープ特性は良好であり、アパーチャーグリル用素材
としても優れた特性を有している。さらに、本発明の合
金薄板はプレス前焼鈍をエッチング前に施した場合でも
所要のエッチング性およびプレス成形性が得られ、この
ため予めプレス前焼鈍を実施しておけば、ブラウン管メ
ーカー側でのプレス前焼鈍を省略することができ、この
点からも合金板のユーザーにとって経済的メリットの大
きい発明である。
用Fe−Ni系合金薄板およびFe−Ni−Co系合金
薄板は、シャドウマスクに用いる場合にあっては、プレ
ス前焼鈍を800℃未満という比較的低い温度で実施し
ても、優れたプレス成形性、すなわち、プレス成形時の
形状凍結性に優れ、金型とのなじみが良好で、材料の割
れが生じにくく、しかも透過ムラの発生が抑えられると
いう優れたプレス成形性を示し、さらに、部分的な色ず
れ発生もなく、黒化処理性も良好であるため優れた画面
品質を得ることができる。また、アパーチャーグリル用
素材として用いる場合にあっては、アパーチャーグリル
素体に従来よりも高い張力を付与しても黒化処理による
クリープ特性は良好であり、アパーチャーグリル用素材
としても優れた特性を有している。さらに、本発明の合
金薄板はプレス前焼鈍をエッチング前に施した場合でも
所要のエッチング性およびプレス成形性が得られ、この
ため予めプレス前焼鈍を実施しておけば、ブラウン管メ
ーカー側でのプレス前焼鈍を省略することができ、この
点からも合金板のユーザーにとって経済的メリットの大
きい発明である。
【図1】プレス前焼鈍前の平均オーステナイト結晶粒径
Davおよびビッカース硬度Hvとプレス成形性との関係
を示すグラフ
Davおよびビッカース硬度Hvとプレス成形性との関係
を示すグラフ
【図2】プレス前焼鈍前のオーステナイト結晶粒の混粒
度(Dmax/Dmin)とシャドウマスクの透過ムラ発生と
の関係を示すグラフ
度(Dmax/Dmin)とシャドウマスクの透過ムラ発生と
の関係を示すグラフ
【図3】プレス前焼鈍前の板表面での{100}結晶面
の集積度とオーステナイト結晶粒の混粒度との関係を示
すグラフ
の集積度とオーステナイト結晶粒の混粒度との関係を示
すグラフ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 日朝 道人 東京都千代田区丸の内一丁目1番2号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平6−158229(JP,A) 特開 平6−57384(JP,A) 特開 平6−41688(JP,A) 特開 平6−25802(JP,A) 特開 平5−209254(JP,A) 特開 平5−195160(JP,A) 特開 平4−358042(JP,A) 特開 昭60−251253(JP,A) (58)調査した分野(Int.Cl.6,DB名) C22C 38/00 302 C21D 8/02 C22C 38/60
Claims (6)
- 【請求項1】 Ni:33〜39wt%、Si:0.2
0wt%以下、Mn:0.001〜1.0wt%、B:
0.0050wt%以下、O:0.0040wt%以
下、N:0.0030wt%以下、Sb:0.0005
〜0.0500wt%、Sn:0.0002〜0.00
50wt%、As:0.0002〜0.0050wt%
を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有し、シャドウマスク成形のためのプレス前焼鈍前
におけるまたはアパーチャーグリルに加工前における平
均オーステナイト結晶粒径Davが8.0〜15.0μ
m、オーステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値Dm
inとの比Dmax/Dminが1〜15、ビッカース硬さHv
が165〜240で且つ平均オーステナイト結晶粒径D
av(μm)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足し、板表面での結晶面集積度が下記条件を
満足する加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni系合
金薄板。 {111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率 - 【請求項2】 Ni:33〜39wt%、Co:1wt
%以下、Si:0.20wt%以下、Mn:0.001
〜1.0wt%、B:0.0050wt%以下、O:
0.0040wt%以下、N:0.0030wt%以
下、Sb:0.0005〜0.0500wt%、Sn:
0.0002〜0.0050wt%、As:0.000
2〜0.0050wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有し、シャドウマスク成形のためのプレス前焼鈍前
におけるまたはアパーチャーグリルに加工前の平均オー
ステナイト結晶粒径Davが8.0〜15.0μm、オー
ステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値Dminとの比
Dmax/Dminが1〜15、ビッカース硬さHvが165
〜240で且つ平均オーステナイト結晶粒径Dav(μ
m)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足し、板表面での結晶面集積度が下記条件を
満足する加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni系合
金薄板。 {111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率 - 【請求項3】 Ni:27〜38wt%、Co:1wt
%超〜7wt%、Si:0.20wt%以下、Mn:
0.001〜1.0wt%、B:0.0050wt%以
下、O:0.0040wt%以下、N:0.0030w
t%以下、Sb:0.0005〜0.0500wt%、
Sn:0.0002〜0.0050wt%、As:0.
0002〜0.0050wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有し、シャドウマスク成形のためのプレス前焼鈍前
におけるまたはアパーチャーグリルに加工前における平
均オーステナイト結晶粒径Davが8.0〜15.0μ
m、オーステナイト結晶粒径の最大値Dmaxと最小値Dm
inとの比Dmax/Dminが1〜15、ビッカース硬さHv
が165〜240で且つ平均オーステナイト結晶粒径D
av(μm)との関係で、 Hv≧10×Dav+50 の条件を満足し、板表面での結晶面集積度が下記条件を
満足する加工性に優れたカラー受像管用Fe−Ni−C
o系合金薄板。 {111}結晶面の集積度:14%以下 {100}結晶面の集積度:5〜75% {110}結晶面の集積度:5〜40% {311}結晶面の集積度:20%以下 {331}結晶面の集積度:20%以下 {210}結晶面の集積度:20%以下 {211}結晶面の集積度:20%以下 但し 集積度は{111}、{100}、{110}、
{311}、{331}、{210}および{211}
の相対比率 - 【請求項4】 請求項1に記載Fe−Ni系合金薄板の
製造方法において、Ni:33〜39wt%、Si:
0.20wt%以下、Mn:0.001〜1.0wt
%、B:0.0050wt%以下、O:0.0040w
t%以下、N:0.0030wt%以下、Sb:0.0
005〜0.0500wt%、Sn:0.0002〜
0.0050wt%、As:0.0002〜0.005
0wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有する冷延素材を、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経てまたは
熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経て製造す
る際に、前記熱延板焼鈍における昇温速度を3℃/se
c以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10℃/sec
以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/sec以上
とすることを特徴とする加工性に優れたカラー受像管用
Fe−Ni系合金薄板。 - 【請求項5】 請求項2に記載Fe−Ni系合金薄板の
製造方法において、Ni:33〜39wt%、Co:1
wt%以下、Si:0.20wt%以下、Mn:0.0
01〜1.0wt%、B:0.0050wt%以下、
O:0.0040wt%以下、N:0.0030wt%
以下、Sb:0.0005〜0.0500wt%、S
n:0.0002〜0.0050wt%、As:0.0
002〜0.0050wt%を含有し、且つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有する冷延素材を、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経てまたは
熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経て製造す
る際に、前記熱延板焼鈍における昇温速度を3℃/se
c以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10℃/sec
以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/sec以上
とすることを特徴とする加工性に優れたカラー受像管用
Fe−Ni系合金薄板。 - 【請求項6】 請求項3に記載Fe−Ni−Co系合金
薄板の製造方法において、Ni:27〜38wt%、C
o:1wt%超〜7wt%、Si:0.20wt%以
下、Mn:0.001〜1.0wt%、B:0.005
0wt%以下、O:0.0040wt%以下、N:0.
0030wt%以下、Sb:0.0005〜0.050
0wt%、Sn:0.0002〜0.0050wt%、
As:0.0002〜0.0050wt%を含有し、且
つ、 0.0060≦〔Sb〕+10〔Sn〕+15〔As〕
≦0.100 但し 〔Sb〕:Sb含有量(wt%) 〔Sn〕:Sn含有量(wt%) 〔As〕:As含有量(wt%) を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる化学成
分を有する冷延素材を、熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経てまたは
熱延板焼鈍、冷間圧延、再結晶焼鈍、冷間圧延、再結晶
焼鈍、仕上冷間圧延、歪取り焼鈍の各工程を経て製造す
る際に、前記熱延板焼鈍における昇温速度を3℃/se
c以上、再結晶焼鈍における昇温速度を10℃/sec
以上、歪取り焼鈍における昇温速度を5℃/sec以上
とすることを特徴とする加工性に優れたカラー受像管用
Fe−Ni−Co系合金薄板。
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JP2003293091A (ja) * | 2002-04-05 | 2003-10-15 | Jfe Steel Kk | 強度および磁気特性に優れた高強度低熱膨張合金薄板およびその製造方法 |
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1993
- 1993-12-27 JP JP34872093A patent/JP2870399B2/ja not_active Expired - Fee Related
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JPH07188860A (ja) | 1995-07-25 |
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