CN1134553C - 蚀刻穿孔性能优良的铁镍合金荫罩半成品及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种铁镍合金荫罩半成品，它表现出蚀刻穿孔形成的电子束通孔具有优秀的孔径均一性，该合金由34-38%Ni，0.05-0.5%Mn，4-20ppm S和余量Fe以及不超过指定极限的C，Si，Al和P组成，直径为50-1000纳米的MnS夹杂物以至少1500个/mm2的密度散布，或是当半成品在20℃3%硝酸-乙醇溶液中浸泡30秒后，具有密度至少为2000个/mm2的直径为0.5-10微米的蚀刻孔。一种制造半成品的方法，该方法包括在下列条件下对铁镍合金板材进行热轧，冷却、重结晶退火、冷轧等：例如在950-1250℃下将板材热轧成厚度为2-6毫米，以0.5℃/秒的速度在900-700℃范围内冷却该轧件，使轧件连续通过850-1100℃的加热炉进行重结晶退火，以便将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米，在最终重结晶退火前以50-85%的压缩比进行冷轧，并以10-40%的压缩比进行最终的冷轧。

Description

蚀刻穿孔性能优良的铁镍合金荫罩半成品及其制造方法
本发明涉及用于通过精密蚀刻制造荫罩的铁镍合金半成品，具体地是涉及一种铁镍合金荫罩半成品，当用精密蚀刻对它进行穿孔来形成电子束通过的孔时，它能改善由于不规则孔的存在引起的孔径不均一性，并能提供具有均一直径的电子束孔，本发明还涉及一种荫罩半成品，在该荫罩半成品上形成了能使电子束通过的孔(电子束通孔)，其孔径不均一性(由于存在不规则孔而引起)有所改善。本发明还涉及一种制备具有这些性质的铁镍合金半成品的方法。
在下列描述中，合金组分的浓度根据重量比例来表示(％＝重量百分数；ppm＝重量百万分数)。
作为彩色显像管的荫罩材料，通常采用的是软钢。然而，软钢存在问题。连续使用彩色显像管后，由于电子束辐射，其荫罩的温度升高。随后荫罩的热膨胀逐渐使电子束通过荫罩撞击到的显示屏位点与显示屏荧光点不对齐，从而引起颜色失调或失配。荫罩温度升高是由以下原因引起的：当打开电视后，只有不到总量1/3的电子束通过荫罩的孔，而其余电子束则是撞击在荫罩本身上。因此，近来一段时间，称为“36(铁-36％镍)合金”的热膨胀系数低的铁镍合金已经用于彩色显像管荫罩领域，因为它具有防止颜色失配的优点。
为了制造用于荫罩的铁镍合金半成品，对具有所需组成的铁镍合金进行熔融精制，例如在真空感应熔(VIM)炉中进行真空熔炼，或在烘包炉(LF)中进行二次精炼。将熔融的金属浇铸成锭，然后将其锻造或用初轧机轧成厚板。对该板进行热轧，除鳞，除去表面氧化物，然后反复冷轧、重结晶退火，在最后一次重结晶退火后，通过最终冷轧成具有0.05-0.3毫米范围内所需厚度的板材。将最终冷轧的板材切成具有所需宽度的半成品，作为罩半成品。对半成品去脂，两面用光致抗蚀剂涂成一定图案，曝光，显影形成一个图案，用蚀刻穿孔，然后切成单个平的罩半成品。使平罩半成品在非氧化性气氛下退火，使其具有可压力加工性。(在预先退火的方法中，该退火是在蚀刻前对最终冷轧的板材进行。)将半成品压制成球形罩。最后，使球形罩去脂、在水蒸汽或或燃烧废气气氛中退火，在罩表面形成黑色氧化膜。这样，就制得了荫罩。
在本发明中，在最终冷轧后有待进行蚀刻穿孔供电子束通过的半成品统称为荫罩半成品。该术语还包括以下半成品，包括已经过供电子束通过的穿孔处理但尚未压力经过压力成型的平罩，以及已经形成了电子束能通过的孔的荫罩半成品。
这些荫罩半成品通常是通过熟知的蚀刻技术利用氯化铁水溶液来形成供电子束通过用的孔。为了进行蚀刻，采用照相平板印刷法，在半成品的两面形成抗蚀掩模，例如，在一面上的掩模具有多个直径为80微米的圆孔，另一面的掩模的对应点上有直径为180微米的圆孔，然后将氯化铁水溶液喷洒在两面的掩模上。
蚀刻为荫罩半成品提供了多个紧密排列的细小的孔。然而，蚀刻条件的局部差异以及其它因素会导致孔径不均一。如果不均一性过高，则装入彩色显像管的荫罩会引起颜色失配，使产品不合格。这种孔径不均一性迄今已成为增加成本的重要因素，因为它降低了荫罩半成品为生成电子束通过用的孔进行的蚀刻穿孔过程的生产率。
人们已经作了各种尝试来控制孔径的不均一性。例如，从材料角度，日本专利申请公开号5-86441和10-111614提出通过控制纹理来排除不均一性。他们打算通过控制纹理来确保蚀刻的均一性。
然而，本发明的研究人员揭示，有一种孔径不均一的现象是现有技术所不能解决的。图1显示了为使电子束通过进行蚀刻而形成的“正常孔”以及最新发现是孔径不均一原因的“异常孔”的扫描电子显微照片(SEM)。(只比较观察了在一面蚀刻后形成的孔的形状)。异常孔的特征是壁表面比正常孔粗糙。孔的轮廓有毛边，由于蚀刻不正常而模糊，孔的直径大于目标值。异常孔的特征性构型在程度方面随蚀刻以及其它条件而有差异；有时周围的壁并不粗糙，也没有清楚观察到毛边或模糊现象。现有技术没有消除异常孔的形成所引起的孔径不均一的情况。
本发明的目的是提供一种铁镍合金荫罩半成品，该半成品在蚀刻穿孔形成电子束通过的孔时，即使蚀刻条件有局部差别，孔径也不会因形成异常的孔而不均一。本发明的另一个目的是提供制造该半成品的方法。
我们从一个全新的独特的角度对现有技术的问题作了深入研究，结果发现，对于含有许多细微夹杂物的铁镍合金荫罩半成品，蚀刻穿孔时几乎不会因为形成异常的孔而引起孔径不均一。在细微的夹杂物中，已经发现特别细的MnS能有效控制孔径的不均一性。在这种情况下，表现出能有效限制电子束通过用的蚀刻孔的孔径不均一的MnS是直径为50-1000纳米的颗粒形式。当MnS颗粒的密度(指丰度，即其存在的几率或频度)超过1500个/mm2时，该限制效果就显示出来。出于本发明的目的，对于图2所示的椭圆形、条形或针形，MnS颗粒的直径用短轴L1和长轴L2的平均值表示。
尽管MnS控制电子束通过用的蚀刻孔的直径不均一性的详细机理还尚不清楚，但是可以假定该机理如下：
本发明轧制的铁镍合金半成品通常用氯化铁水溶液来蚀刻成荫罩。为了这个目的，在半成品上施加一层抗蚀膜，以覆盖不拟穿孔的部分，而使仅仅要穿孔的部分接触氯化铁水溶液。如果细微的MnS颗粒存在于待穿孔的部分中，则它们将作为腐蚀的起始位点，并加速基底金属的蚀刻。如果待穿孔的部分没有MnS，则所有部分将以相同的方式来蚀刻，从而使孔径没有不均一性。然而，在工业规模的实际生产中，将MnS和其它夹杂物减少到一点没有是困难的；在一些要穿孔的部分，MnS颗粒作为腐蚀起点具有一定的几率性。具有这些腐蚀起点的待穿孔部分比不含腐蚀起点的相邻部分更快地开始蚀刻，产生直径较大的孔。由于具有腐蚀起点的待穿孔部分会在不具有腐蚀起点的相邻部分之前开始蚀刻，因此具有该种起点的部分在电化学上作为正极，而没有起点的部分作为负极。在这种情况下，腐蚀速度之间的差别更为显著，蚀刻孔直径之间的差别也较大。但如果半成品含有细微MnS颗粒的密度超过某一定值时，则MnS颗粒均匀存在于待穿孔的所有部分中，从而排除了孔径的不均一性。
至于能形成本发明所称的供电子束通过的“异常孔”的半成品，整个材料的MnS均一性丧失，因为作为腐蚀起点的MnS颗粒的存在密度仅仅低于某一数值。对于这样的材料，大多数待穿孔的部分含有平均密度的MnS，但是也有(1)不含MnS的待穿孔部分；(2)含有大量MnS的部分；(3)MnS分布不均一的部分。由于MnS对蚀刻的贡献程度不同，所含MnS密度不同于平均密度的待穿孔部分，其蚀刻速度与含有平均密度的MnS的部分不同。
因此，在电子显微镜下观察检测到了以其周围壁、孔轮廓、孔径等为特征的异常腐蚀的孔。异常的孔可被评价作为孔径不均一的量度。
因此，与现有技术已有的概念相反，本发明意在积极地将MnS细微颗粒引入铁镍合金基底，使其密度高于某一水平，从而来消除或减少电子束通过的蚀刻孔径的不均一性。为此，我们研究了将细微MnS引入铁镍合金的方法。结果，现在已经发现单单调节Mn和S含量并不令人满意；而是在热轧铁镍合金厚板、反复冷轧和重结晶退火、以及最终冷轧所得板材至所需厚度的过程中，需要在热轧和重结晶退火时优化材料的热滞后。这是因为，在铁镍合金进行热处理的600-1200℃温度范围内，溶度积([％Mn]×[％S]，其中[Mn]是固溶的Mn，[S]是固溶的S)随温度降低而急剧减少。在较高温度侧，MnS溶解在铁镍合金中(下文称“固溶或溶解”)，在较低温度，形成MnS(下文称“沉淀”)。我们已经积累了MnS在铁镍合金中的固溶/沉淀行为的基础数据，并已经作了深入的研究。结果现在发现，当铁镍合金组成与本发明的组成一致时，可以设定大约900℃的温度作为界限，认为高于该界限的温度范围是MnS固溶温度区，而低于该界限的温度范围是MnS沉淀温度区。
为了商业生产含有所需比例的细微MnS的铁镍合金，需要在生产场所检查产品中所含的MnS，以便控制产品质量。利用透射电子显微镜，可以检查直径在50-1000纳米范围内的MnS颗粒。然而，该方法很费事，不适合作为现场检查方法。因此，我们研究了简单方便地测定细微MnS颗粒密度的方法。结果，现在已经清楚，当铁镍合金样品表面经镜面抛光然后在20℃的3％硝酸-乙醇溶液中浸泡30秒后产生蚀刻孔时，在透射电子显微镜下测得的MnS密度与所产生的蚀刻孔中直径为0.5-10微米的蚀刻孔密度之间有很好的相关性。在本文中，3％硝酸-乙醇溶液是100毫升乙醇(纯度为99.5％(JIS K8101特别级)和3毫升浓度为60％的硝酸(JIS K8541)的混合溶液。图3显示了该结果。
如下所述，在透射电子显微镜下观察0.01mm2的面积内的MnS：
(1)在恒电压下对样品表面进行电抛光。电抛光是在10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇中，在+100mV电压vs SCE下，在对应于5库仑/平方厘米的厚度对样品进行抛光。该电抛光只溶解铁-镍基底的表面，留下了不溶解的夹杂物突出在抛光面上。
(2)向电抛光的表面施加乙酰纤维素，然后将所得薄膜剥离下来，突出在抛光面上的夹杂物就粘着到薄膜的背面上。
(3)将碳蒸发沉积到乙酰纤维素膜的粘有夹杂物的一面上，然后将膜浸在乙酸甲酯中，使乙酰纤维素溶解。
(4)在透射电子显微镜下观察载有夹杂物的碳膜，检查夹杂物的状况。同时，用EDS和电子束衍射鉴定夹杂物的组成。
另一方面，为了观察浸在3％硝酸-乙醇溶液中生成的蚀刻孔，采用光学显微镜，放大400倍拍摄腐蚀表面的暗场图象。从该照片计数直径在0.5-10微米之间的蚀刻孔数目。为了测定蚀刻孔，用图象分析仪来测定每块面积为0.2mm2的区域。蚀刻孔基本上是球形的，在平行于轧制的方向上测定其直径。
从图3明显看出，在透射电子显微镜下计数测得的MnS颗粒数密度为1500个/mm2时，对应于2000个/mm2的浸在3％硝酸-乙醇溶液中形成的蚀刻孔数。
根据上述发现和考虑，本发明提供了一种铁镍合金荫罩半成品，当通过蚀刻穿孔来形成电子束通孔时，该合金荫罩半成品表现出优秀的孔径均一性，该合金的组成是：以重量百分数(％)计的34-38％Ni，0.05-0.5％Mn，以重量比例计的4-20ppm S，和余量Fe以及不可避免的杂质或伴随元素，条件是C不超过0.10％，Si不超过0.30％，Al不超过0.30％，P不超过0.005％，其中直径为50-1000纳米的MnS夹杂物以至少1500个/mm2的密度散布。或者，它可方便地定义为铁镍合金荫罩半成品，当通过蚀刻穿孔来形成电子束通孔时，该合金荫罩半成品表现出优秀的孔径均一性，该合金的组成是：以重量百分数(％)计的34-38％Ni，0.05-0.5％Mn，以重量比例计的4-20ppmS，和余量Fe以及不可避免的杂质或伴随元素，条件是C不超过0.10％，Si不超过0.30％，Al不超过0.3％，P不超过0.005％，当半成品表面经镜面抛光并在20℃的3％硝酸-乙醇溶液中浸泡30秒后，直径为0.5-10微米的蚀刻孔的密度至少为2000个/mm2。
本发明还提供了一种制造铁镍合金半成品的方法，该方法包括对铁镍合金厚板进行热轧，该合金的组成是：以重量百分数(％)计的34-38％Ni，0.05-0.5％Mn，以重量比例计的4-20ppm S，和余量Fe以及不可避免的杂质或伴随元素，条件是C不超过0.10％，Si不超过0.30％，Al不超过0.3％，P不超过0.005％；重复进行冷轧和重结晶退火，在最终的重结晶退火后，将经轧制的厚板材最终冷轧成厚度为0.05-0.3毫米的半成品，该方法是通过下列步骤A至D来实现的，该半成品含有以至少1500个/mm2的密度散布的直径为50-1000纳米的MnS夹杂物，或是当半成品表面经过镜面抛光并在20℃3％硝酸-乙醇溶液中浸泡30秒后，其上面具有密度至少为2000个/mm2、直径为0.5-10微米的蚀刻孔。
(加工步骤A)
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内对板材进行加工，直至板厚度在2-6毫米之间，热轧后，使所得经轧制的厚板以0.5℃/秒或更小的平均冷却速度从900℃冷却至700℃；
(2)在所有多次的重结晶退火操作中，调节温度至850-1100℃，使经轧制的材料连续通过充有氢气或含氢惰性气体的加热炉，从而将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米；和
(3)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％。
(加工步骤B)
(1)在热轧时，在950-1250℃的温度范围内将厚板加工成厚度在2-6毫米之间；
(2)在最终重结晶退火前的中间重结晶退火时，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中退火，以获得平均直径为5-30微米的重结晶晶粒；
(3)在最终的重结晶退火时，使经轧制的板材在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中在650-850℃的内部温度下保温3-20小时，从而将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米；和
(4)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％。
(加工步骤C)
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内将厚板加工成厚度在2-6毫米之间；
(2)在最终重结晶退火前的中间重结晶退火时，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中在650-850℃的内部温度下保温3-20小时，以获得平均直径为5-30微米的重结晶晶粒；
(3)在上述(2)的中间重结晶退火后的所有重结晶退火操作中，使经轧制的材料在850-1100℃的内部温度下连续通过充有氢气或含氢惰性气体的加热炉，从而将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米；和
(4)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％。
(加工步骤D)
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内对板材进行加工，直至厚度在2-6毫米之间；
(2)在所有重结晶退火操作中，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中退火，从而获得平均直径为5-30微米的重结晶晶粒；和
(3)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％；和
(4)在最终冷轧后，在500-800℃的温度范围内进行不发生重结晶的退火。
本发明还提供了上述铁镍合金的荫罩半成品，该半成品具有通过蚀刻形成的供电子束通过的孔，其因异常孔存在而引起的孔径不均一性减少，其中直径为50-1000纳米的MnS夹杂物以至少1500个/mm2的密度散布。
图1显示为形成供电子束通过用的孔而蚀刻形成的典型的“正常孔”以及最近发现是孔径不均一原因的“异常孔”的扫描电子显微照片(SEM)(半成品仅一面经蚀刻形成的孔的形状的对照观察)；
图2显示横截面为椭圆形、条形和针形的MnS颗粒，该图指出了这些颗粒的短轴L1和长轴L2；
图3显示在透射电子显微镜下计数的MnS颗粒数与在3％硝酸-乙醇溶液中浸泡后形成的蚀刻孔数之间的关系；和
图4表示在实施例1的加工步骤结束后在硝酸-乙醇溶液中浸泡后形成的蚀刻孔密度的测定结果。
在本发明中，铁镍合金半成品中的镍含量指定为34-38％。如果镍含量超出此范围，则太高的热膨胀系数使该材料不能用作荫罩半成品。至于铁镍合金中所含的作为杂质或伴随元素存在的C，Si，Al和P，它们的上限分别定为0.10％，0.30％，0.30％和0.005％，因为任一元素超过上述含量会损害半成品的蚀刻穿孔性能，使其不能用作荫罩半成品。
如以前所述的，为了制造铁镍合金荫罩半成品，例如是通过在真空感应熔(VIM)炉中进行真空熔炼，或在烘包炉(LF)中进行二次精炼，来对具有所需组成的铁镍合金进行熔融精炼的。将熔融物浇铸成锭坯，然后将其锻造或用初轧机轧成厚板。然后对该厚板材进行热轧，除鳞去除表面氧化物，然后进行反复冷轧和重结晶退火。在最后一次重结晶退火后，将其最终冷轧成具有所需0.05-0.3毫米厚度的最终板材。将经最终冷轧的板材切成具有所需宽度的条状半成品作为荫罩半成品。对该半成品去脂，两面用光致抗蚀剂涂布，曝光形成图案，显影，用蚀刻溶液穿孔，然后将经穿孔的半成品切成一个个平的罩。使平罩在非氧化性气氛下退火，以赋予可压力加工性能。(在预先退火的方法中，该退火是在蚀刻前对经最终冷轧的板材进行。)将每个平罩压制成球形罩。最后，将球形罩去脂、在水蒸汽或燃烧废气气氛中退火，在罩表面形成黑色氧化膜。这样，就制得了荫罩。
下面将详细描述本发明的铁镍合金半成品的性质及其制造方法。
(1)MnS颗粒数：MnS颗粒起腐蚀起点的作用，当它们在整个半成品材料内以给定密度存在时，它们有效地限制了半成品中蚀刻穿孔形成供电子束通过的孔呈不希望的孔径差异。这种有利的效果只有在MnS颗粒直径为50-1000纳米且其存在的密度不低于1500个/mm2时才能达到。直径小于50纳米的颗粒太小，不能作为腐蚀起点。相反，颗粒大于1000纳米显然会表现出腐蚀作用太强的不利影响。为了实现足够的密度从而能起抑制孔径不均一性的效果，该密度必须大于1500个/mm2。通常，希望颗粒的分散密度为2000-7000个/mm2。本文所用的术语“MnS颗粒数”指用透射电子显微镜通过上述程序计数出的数目。
(2) 蚀刻孔的数目：-如上所述，铁镍合金表面浸在3％硝酸-乙醇溶液中形成的直径为0.5-10微米的蚀刻孔的数目与在透射电子显微镜下测得的直径为50-1000纳米的MnS颗粒数之间有很好的相关性。因此，这是一种非常有效而简便的测定MnS颗粒数的方法。如图3所示，50-1000纳米的MnS颗粒以至少1500个/mm2的密度存在与直径为0.5-10微米的蚀刻孔至少2000个/mm2的密度相对应。2000到7000个MnS颗粒/mm2与2500-10000个蚀刻孔/mm2相对应。
(3)Mn和S含量：-Mn和S是沉淀MnS必不可少的元素。为了使直径为50-1000纳米的MnS颗粒以至少2000个/mm2的密度在铁镍合金中存在，Mn和S在合金中的含量必须分别不低于0.05％和4ppm。当Mn和S低于上述含量范围，即使调节生产过程，也不能获得所需数目的MnS颗粒。如果S含量超过20ppm，则会形成许多大于10微米的MnS粗夹杂物。如果对具有这些粗夹杂物的部分进行蚀刻穿孔形成供电子束通过的孔时，则不能获得非常圆的孔。S含量超过20ppm还会产生热加工性能降低的问题。另一方面，如果Mn含量高于0.5％，则半成品材料非常硬，难以加工。出于这些原因，确定Mn含量在0.05-0.5％之间，S含量在4-20ppm之间。
(4)制造方法
用于制造荫罩的铁镍合金半成品的厚度通常为0.05-0.3毫米。对2-6毫米厚的经热轧的厚板材反复进行冷轧和重结晶退火，在最终重结晶退火后，冷轧至厚度为0.05-0.3毫米，最终完成加工步骤。在一系列加工步骤中，对MnS形成其作用的是热轧和退火。
1) 热轧：-铁镍合金的热轧通常在950-1250℃下进行。在该温度范围内，MnS溶解在基底金属中。因此，在热轧后，板材缓慢冷却，使MnS在冷却期间沉淀。由于MnS沉淀在低于900℃的温度下进行，且MnS沉淀的速度在温度低于700℃后减小，因此从900降至700℃是缓慢冷却的合适温度范围。如果此温度范围的平均冷却速度设定为低于0.5℃/秒，则每平方毫米可以沉淀析出至少2000个直径为50-1000纳米的MnS颗粒。
2) 重结晶退火：-有两个不同的步骤；一个采用连续退火作业线，在高温、短时间条件下进行，另一个采用批料退火炉，在低温、长时间条件下进行。无论磺酸哪种情况，加热炉应充入氢气或含氢惰性气体，以防止材料表面氧化。退火后重结晶晶粒的大小必须调节至晶粒的平均直径在5-30微米之间。本文所用的术语“晶粒平均直径”指平行于轧制方向的晶粒大小，它通常用依照日本工业标准JIS H0501提出的“切割”方法测得。为了显示结构，对待观察的表面进行机械镜面抛光，然后浸在硝酸和乙酸的水溶液中。当最终退火后的晶粒大小大于30微米时，蚀刻穿孔产生的孔的周围壁表面变得粗糙，并引起了蚀刻速度降低的额外问题。另外，当中间退火后的晶粒大小超过30微米时，最终退火后的结构是不均匀的(大孔和小孔混合存在)，电子束通孔的周围壁表面变得粗糙，蚀刻速度不均一。如果晶粒大小小于5微米，则难以均匀地控制材料中的晶粒大小。还有一个问题是随后的冷轧步骤中的可加工性能降低。
2) -a)连续退火：-在高温短时间退火条件下，很难使MnS积极地沉淀。然而，可通过限制退火材料的最高可达温度等于或低于900℃(MnS固态溶解和沉淀之间的临界温度)来防止MnS固态溶解。在连续退火作业线上，材料温度不能达到炉内气氛的温度，且可获得的材料温度因炉内气氛温度以及材料通过炉的速度而异。因此应当根据实际测得的材料温度而不是炉内气氛温度来评价可获得的材料温度。然而，确切地测定材料温度是非常困难的。因此，我们研究了在退火后平均晶粒大小被调节至30微米的条件下炉内气氛温度与退火后留下的直径为50-1000纳米的MnS颗粒数之间的关系。结果发现，如果炉气温度调节至1100℃或更低，则MnS颗粒数在退火前后实际上保持未变。从该结果可以得出，当退火后的晶粒大小被调节至5-30微米时，如果炉内气氛温度设定为1100℃或更低，则可获得的材料温度不超过900℃。另一方面，当炉温低于850℃时，材料通过炉来获得直径为5微米或更大的重结晶晶粒的速度就得减小，从而大大降低了生产效率。
根据上述可见，如果炉内气氛温度设定在850-1100℃的范围内，则用连续退火作业线来使铁镍合金退火时，可以获得平均直径在5-30微米范围内的重结晶晶粒，而直径为50-1000纳米的MnS颗粒不会失去，生产效率不会降低。
2)-b) 分批退火：-此条件下的低温长时间退火能使MnS沉淀与材料重结晶同时进行。对于这种退火，将材料卷成圈状加入加热炉中，使炉内温度升高并保持在预定的温度，然后冷却炉子并取出料圈。就本发明的退火而言，宜使材料在炉内650-850℃的温度下保温3-15小时。如果炉温高于850℃，则退火后的晶粒直径大于30微米，若温度低于650℃，则不能获得直径为5微米或更高的重结晶晶粒。多于10小时的保温时间会增加生产成本，而少于3小时的保温时间会产生整个料圈内温度不均一的问题，从而使晶粒直径局部上有较大差异。
3) 不伴随重结晶的退火：-使材料在不允许发生重结晶的条件下退火，沉淀出MnS。
该退火可用连续退火作业线或分批退火炉来进行。后者产生了MnS沉淀更多的效果，因为它退火时间较长。为了使MnS沉淀，宜将退火温度设定在500-800℃的范围内。在此情况下，在不引起材料重结晶的范围内确定加热时间。这种处理可在材料最终冷轧后有效地应用于材料。
4) 热处理的组合：-为了制造出含有所述MnS的铁镍合金半成品，可以下列方式组合上述热处理：
a)热轧使MnS沉淀，在不引起MnS固态溶解的条件下用连续退火作业线进行随后所有的重结晶退火操作。(加工步骤A)
b)在合适选择的条件下进行热轧和中间重结晶退火，用分批操作进行最终的重结晶退火，以使MnS沉淀。(加工步骤B)
c)在合适选择的条件下进行热轧(和重结晶退火)后，在使MnS沉淀析出的条件下分批进行重结晶退火。在不引起MnS固态溶解的条件下用连续退火作业线进行随后的重结晶退火。(加工步骤C)
d)在适当选择的条件下进行热轧和重结晶退火，在最终轧制后，进行不发生重结晶的退火，使MnS沉淀。(加工步骤D)
上述归纳的方法是根据在热轧和最终冷轧之间进行两次重结晶退火的假设来设计的。当重结晶退火进行一次或两次以上时，可以设计出具有相似内容的退火步骤的不同组合。
其它可想到的方法包括，在热轧后通过2)-b)或3)的退火来使MnS沉淀，以代替热轧后通过缓慢冷却来使MnS沉淀。
5) 冷轧压缩比：-尽管冷轧对MnS固态溶解/沉淀不起作用，但限制其压缩比是由于下列原因。本文所用的术语“辊轧压缩比(R)”用方程式R(％)＝(t0-t)t0×100定义，其中t0是辊轧前轧件的厚度，t是辊轧后轧件的厚度。
a) 最终重结晶退火前的冷轧压缩比：-当压缩比大于85％时，明显显现出(200)纹理，从而损害了蚀刻形成的电子束通孔的确切圆度。相反，当该压缩比小于50％时，产品中(200)纹理的显现程度太低，蚀刻速度降低。
b) 最终冷轧缩比：-如果该压缩比超过40％，则会出现明显的经轧制的纹理，从而使蚀刻穿孔形成电子束通孔的蚀刻速度降低。如果该压缩比低于10％，则在压制前进行赋予可加工性能的退火时，未重结晶的结构会保留下来，从而影响产品在进行上述退火后达到的可压力加工性能。因此该压缩比限制在10-40％的范围内。
上述所需的生产条件可归纳为如下：
(加工步骤A)
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内对板材进行加工，直至板厚度在2-6毫米之间，热轧后，使所得经轧制的板材以0.5℃/秒或更小的平均冷却速度从900℃冷却至700℃；
(2)在所有重结晶退火操作中，调节温度至850-1100℃，并使经轧制的材料连续通过充有氢气或含氢惰性气体的加热炉，从而将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米；和
(3)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％。
(加工步骤B)
(1)在热轧时，在950-1250℃的温度范围内将厚板加工成厚度在2-6毫米之间；
(2)在最终重结晶退火前的中间重结晶退火时，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中退火，以获得平均直径为5-30微米的重结晶晶粒；
(3)在最终的重结晶退火时，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中在650-850℃的内部温度下保温3-20小时，从而将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米；和
(4)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％。
(加工步骤C)
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内将厚板加工成厚度在2-6毫米之间；
(2)在最终重结晶退火前的中间重结晶退火时，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中在650-850℃的内部温度下保温3-20小时，以获得平均直径为5-30微米的重结晶晶粒；
(3)在上述(2)的中间重结晶退火后的所有重结晶退火操作中，使经轧制的材料在850-1100℃的内部温度下连续通过充有氢气或含氢惰性气体的加热炉，从而将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米；和
(4)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％。
(加工步骤D)
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内对板材进行加工，直至厚度在2-6毫米之间；
(2)在所有重结晶退火操作中，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中退火，从而获得平均直径为5-30微米的重结晶晶粒；和
(3)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％；和
(4)在最终冷轧后，在500-800℃的温度范围内进行不发生重结晶的退火。
利用满足上述要求的热轧和冷轧步骤，可获得一种铁镍合金半成品，当其用蚀刻穿孔来形成电子束通孔时，尽管蚀刻条件有局部差异，该合金半成品也不会表现出因存在异常孔而引起的孔径不均一性。
通过对上述半成品进行蚀刻形成电子束通孔后，本发明提供一种具有电子束通孔的荫罩半成品，其因异常孔存在而引起的孔径不均一性得以减少。
实施例1和对比例1
用真空熔炼法制得锭，锭中的镍含量以及杂质(伴随元素)的含量调节至下列范围：Ni，35.8-36.5％；Si，0.02-0.03％；Al，0.01-0.02％；C，10-30ppm；O，20-100ppm；P，20-30ppm，N，10-30ppm和Cr，200-300ppm，另外将Mn和S的含量分别调节至0.2-0.3％和5-10ppm的范围内，将该锭锻造成厚度为200毫米的板。将该板材加热至1100℃，热轧至厚度为3毫米的板材。
在除去表面氧化皮后，将所得板材进一步加工成厚度为0.6毫米(轧制I)，并进行重结晶退火(退火I)。在以75％的压缩比冷轧至厚度为0.15毫米(轧制II)，然后重结晶退火(退火II)。最后，以33％的压缩比将其冷轧(最终冷轧，或轧制III)成厚度为0.1毫米。在这一系列步骤中，热轧和重结晶退火后的冷却条件是不同的。另外，在轧成厚度为0.1毫米(最终冷轧)后，对一些材料进行不发生重结晶的退火。
对经过热轧步骤、轧制步骤I-III以及退火步骤I-II的材料，测定在3％硝酸-乙醇溶液中浸泡后形成的蚀刻孔密度。所用测定方法的详细内容以及测定值与MnS颗粒数之间的关系如上所述。每一材料在10处不同的点(每一处测定面积为0.2mm2)进行，计算出平均值。
另外，对于经过最终步骤(在作为最终冷轧的轧制III后，或在不发生重结晶的退火后(如果进行的话))的材料(即产品)，在一面上形成具有多个直径为80微米的圆孔的抗蚀掩模，在其背面上形成具有许多个直径为180微米的圆孔的抗蚀掩模。然后在掩模上喷洒氯化铁水溶液进行蚀刻，形成电子束通孔。在有直径为80微米的孔的一面上，测定所形成100个孔的直径(每个孔的最大直径数值)。
表1列出了材料中Mn和S的含量、加工步骤中热轧后的冷却速度、退火条件和晶粒大小、最终加工(轧制III)后在硝酸-乙醇溶液中浸泡形成的蚀刻孔的密度、以及电子束通孔的直径分布。根据孔径的测定结果，每一材料中的电子束通孔可按直径分为3组；小于78微米，在78-82微米之间，以及大于82微米。表中给出了三组中孔的数目(总数为100)。
图4显示了将加工步骤结束后的材料浸在硝酸-乙醇溶液中形成的蚀刻孔密度的测定结果。
第1、4、5和6例在热轧后的冷却比其它例快，热轧后数出的蚀刻孔数目小，因为MnS发生固态溶解。
在上述四者中，第1例经历了采用连续退火作业线在高温短时间条件下的重结晶退火全部操作，它直到最后始终保持低数值的蚀刻孔数，在重结晶退火后蚀刻孔数没有增加，不能达到2000个/mm2的目标值。
第4例经历了采用分批炉在低温长时间条件下进行的最终重结晶退火(退火II)，此例MnS沉淀进展到蚀刻孔数大大增加。
第5例同样显示了当第一重结晶退火(退火I)用分批炉进行时蚀刻孔数有显著增加。随后的重结晶退火采用的是连续退火作业线，但由于操作在本发明指定范围内的条件下进行，因此没有发生MnS固态溶解，蚀刻孔数丰富的状况得以维持。
第6例显示出最终轧制后每平方毫米的蚀刻孔数少于2000个，这是因为所有的重结晶退火操作均采用连续退火作业线。但是，添加低温退火使蚀刻孔数增加到超过2000个/mm2的水平。
另一方面，在热轧后缓慢冷却的第2和3例中热轧后具有大量蚀刻孔，因为MnS在缓慢冷却期间沉淀出来。
第3例是在本发明范围内的条件下用连续退火作业线进行后来的重结晶退火的，它在热轧后直至最终轧制期间保持着相同的蚀刻孔密度。
然而，第2例由于退火期间发生MnS固态溶解，每平方毫米的蚀刻孔数低于2000，因为第一重结晶退火是在连续退火作业线上超过1100℃的炉温下进行的。
对于最终轧制(轧制III)后的材料(产品材料)，表1表明了在硝酸-乙醇溶液中浸泡后的蚀刻孔数与通过蚀刻电子束通孔随后形成的孔径之间的关系。各自具有2000以上个蚀刻孔/mm2的第3至第6例表明它们的电子束通孔直径在80±2微米范围内。少于2000个蚀刻孔/mm2的第1和第2例显示出一些通孔的直径超出80±2微米的范围。
表1.测试样品的组成、热滞后、加工后形成的蚀刻孔数、以及加工后形成的电子束通孔的孔径
  编号          组成     热轧                  退火I
   Mn(重量％)     S(重量ppm) 在900-700℃的冷却速度 方法 炉温，℃ 炉内时间   晶粒大小，微米
  1    0.25     7 ＞1(水冷却) 连续 1000 40秒   20
  2    0.30     6 0.2 连续 1150 35秒   35
  3    0.28     10 0.3 连续 1000 40秒   20
  4    0.22     8 ＞1(水冷却) 连续 1150 35秒   35
  5    0.25     7 ＞1(水冷却) 分批 750 8小时   25
  6    0.27     6 ＞1(水冷却) 连续 1200 25秒   25
  编号                      退火II   最终轧制后退火   硝酸-乙醇中浸泡后的蚀刻孔数/mm2        电子束通孔的孔径
    方法     炉温，℃     炉内时间     晶粒大小，微米   ＜78微米    80±2微米     ＞82微米
  1     连续     1000     12秒     15   无   1550   2    92     6
  2     连续     1000     12秒     15   无   1040   1    90     9
  3     连续     1000     12秒     15   无   6040   0    100     0
  4     分批     700     6小时     15   无   7470   0    100     0
  5     连续     1050     10秒     15   无   6590   0    100     0
  6     连续     1100     10秒     20   600℃8小时   5280   0    100     0
                          实施例2和对比例2
                             (热轧条件)
为了研究合适的热轧条件，在不同的加热条件下将与实施例1所用组成相同的200毫米厚的厚板热轧成厚度为3毫米，用不同的速度冷却，然后去氧化皮，除去氧化膜。用与实施例1相同的方法将这些材料浸在3％硝酸-乙醇溶液中，测定所得蚀刻孔的密度。表2中给出了结果。可以看出，在900降至700℃的范围内，冷却速度越慢产生的蚀刻孔数越多。发现板材加热温度(热轧温度)对蚀刻孔数没有影响，但是当热轧温度为900℃时，热轧的材料中保留了锭子结构中的镍分离物。
表2.热轧条件对在3％硝酸-乙醇溶液中浸泡后形成的蚀刻孔数的影响
    编号   厚板加热温度，℃    在900-700℃范围内的平均冷却速度，℃/秒   蚀刻孔数/mm2 备注
    1   1150    ＞1(水冷却)   1440
    2   1150    0.5   6240
    3   1150    0.1   6930
    4   1150    0.05   7380
    5   1150    0.01   8020
    7   1200    0.1   6840
    8   1100    0.1   7010
    9   1000    0.1   6960
    10   900    0.1   6790 有残余的镍分离物
                         实施例3和对比例3
                   (连续退火作业线上的重结晶退火)
本实施例研究了避免用连续退火作业线进行重结晶退火时MnS固态溶解的条件。将材料在不同的炉温以及炉内停留时间的条件下退火，然后按照实施例1所述的相同步骤浸在3％硝酸-乙醇溶液中，测定蚀刻孔的密度。在该试验中，对与实施例1所用组成相同的200毫米厚的厚板进行热轧，除去氧化皮，冷轧(轧制I)成厚度为0.6毫米，然后退火(退火I)，所有这些均在与实施例1中第3例所用的相同条件下进行。结果归纳在表3中。
作为参照，表3中还显示了从其热平衡计算出的炉内材料估计可达到的最高温度。第1例表示退火前的数据。
当晶粒大小被调节至30微米(本发明确定的最大晶粒大小)时，将炉内温度设定为低于1100℃提供了与退火前相同水平的蚀刻孔数(第8-12例)。
当炉温设定为1100℃时，调节晶粒大小小于30微米提供了与退火前相同水平的蚀刻孔数(第3至6例)。
简言之，通过将炉温设定为1100℃或更低、且在使晶粒最终大小为30微米或更低的条件下进行重结晶退火可防止自退火前就已存在的MnS固态溶解。
另一方面，当炉温低于850℃时，即使晶粒大小调节至5微米(本发明确定的最小晶粒大小)，连续退火也需要很长的停留时间，生产效率非常低(第13例)。
表3退火条件对在3％硝酸-乙醇溶液中浸泡后形成的蚀刻孔数的影响
    编号     炉温，℃   炉内停留时间，秒   退火后的晶粒大小，微米   蚀刻孔数/mm2   估计可达的最高温度，℃
    1     退火前   -   -   6390   -
    2     1100   85   35   1760   940
    3     1100   70   30   5920   890
    4     1100   44   20   6200   850
    5     1100   23   10   6610   810
    6     1100   18   5   6240   780
    7     1150   61   30   1640   970
    8     1050   80   30   6520   880
    9     1000   95   30   6640   880
    10     950   120   30   6310   870
    11     900   154   30   6460   870
    12     850   89   5   6390   770
    13     830   342   5   6650   760
                          实施例4和对比例4
                       (分批炉中的重结晶退火)
在用分批炉通过重结晶退火实现MnS沉淀中，研究了调节晶粒大小在5-30微米范围内的条件(炉温和停留时间)。为此，在不同条件下进行退火，并用与实施例1所述的相同方法测定材料浸在3％硝酸-乙醇溶液中形成的蚀刻孔的密度。另外，用上述方法观察所得的结构。用料圈形式的材料进行退火。在每个料圈的两个位置观察每一材料的结构，一点在外表面上，另一点在料圈内侧。在试验中，对具有与实施例1组成相同的200毫米厚的厚板进行热轧，除去氧化皮，冷轧(轧制I)至厚度为0.6毫米，然后在与实施例1第4例所用相同的条件下进行重结晶退火(退火I)。结果显示在表4中。第1例表示退火前的数据。
当退火温度低于650℃(第2例)时，留有部分材料未发生重结晶。当退火时间少于3小时(第3例)时，晶粒大小因料圈中的位置而异。在两种情况下蚀刻孔数均增加，但增加量很小。
              表4退火条件对晶粒大小以及在3％硝酸-
              乙醇溶液中浸泡形成的蚀刻孔数的影响
  编号   炉温，℃   炉内停留时间，小时   退火后的晶粒大小，微米     蚀刻孔数/mm2
  料圈外表面 料圈内侧
  1     退火前   -   - -     1420
  2     630   4   5 未重结晶     3290
  3     700   2   15 5     2930
  4     700   4   15 15     6290
  5     700   7   20 20     7460
  6     700   14   25 25     8320
  7     750   7   20 20     7510
  8     800   7   25 25     5730
  9     850   7   30 30     5360
                                实施例5
                          (不发生重结晶的退火)
对于通过在最终轧制(轧制III)后进行不发生重结晶的退火来实现MnS沉淀的方法，本实施例研究了该退火条件(退火方法、退火炉内温度以及炉内停留时间)与在3％硝酸-乙醇溶液中浸泡后形成的蚀刻孔数之间的关系。蚀刻孔的测定方法与实施例1所用的相同。所得结构也以相同方法进行观察。在该试验中，在与实施例1第6例相同的条件下，将具有与实施例1相同组成的200毫米厚的厚板冷轧(最终的冷轧，轧制III)成厚度为0.1毫米，并退火。结果列在表5中。分批和连续退火操作之间的比较表明，分批退火产生了数量增加的蚀刻孔。
             表5退火条件对退火后的晶粒大小以及在3％
               硝酸-乙醇溶液中浸泡后蚀刻孔数的影响
    编号     退火方法     炉温，℃   炉内停留时间   蚀刻孔数/mm2
    1     -     退火前   -   1460
    2     分批炉     400   4小时   4560
    3     分批炉     500   4小时   6430
    4     分批炉     600   4小时   7650
    5     连续线路     700   90秒   2860
    6     连续线路     800   40秒   3110
                            实施例6和对比例6
                               (组分含量)
从具有不同镍含量和杂质(伴随元素)含量的铁镍合金制得Mn和S含量不同的锭子。用初轧机将锭子轧成200毫米厚的厚板。在与实施例1第3例相同的条件下将该厚板加工(最终冷轧，轧制III)成厚度为0.1毫米。将材料浸在3％硝酸-乙醇溶液中，测定所得蚀刻孔的数目。
对样品进行蚀刻穿孔，形成电子束通孔，测定这些孔的直径(每个孔的最大直径)。所用测定方法与实施例1所用的相同。不论镍含量或杂质含量如何，当Mn含量不低于0.05％，S含量不低于4ppm时，每平方毫米获得多于2000个蚀刻孔，且电子束通孔的直径在80±2微米范围内。第15例表示Mn含量为0.03％的情况，第16例表示S含量为2ppm的情况。
                       表6 Mn和S含量对蚀刻孔数以及电子束通孔直径的影响
  No.                                                  组合物   蚀刻孔数/mm2 电子束通孔的直径
Ni(重量％) Si(重量ppm) Al(重量ppm) C(重量ppm) O(重量ppm) P(重量ppm) N(重量ppm) Cr(重量ppm) Mn(重量％) S(重量ppm) ＜78μm 80±2μm ＞82μm
  1   35.8  240  120  23  35  20  23  220     0.05  7   5970 0  100  0
  2   36.1  320  180  20  29  30  18  330     0.24  8   6780 0  100  0
  3   35.7  190  190  12  42  30  12  180     0.38  8   6380 0  100  0
  4   35.9  250  140  30  34  20  19  230     0.46  5   5830 0  100  0
  5   36.2  330  200  27  45  20  17  170     0.25  4   3460 0  100  0
  6   36.1  200  190  26  31  30  10  120     0.23  12   8080 0  100  0
  7   36.7  310  320  15  17  40  20  220     0.21  18   9340 0  100  0
  8   36.2  65  7  25  57  20  8  70     0.24  7   6710 0  100  0
  9   36.8  78  6  33  52  40  10  68     0.25  8   6600 0  100  0
  10   32.2  77  5  27  63  50  7  63     0.23  9   6190 0  100  0
  11   37.0  61  150  37  55  20  6  59     0.24  7   6680 0  100  0
  12   36.1  1070  190  14  30  40  20  230     0.22  12   7890 0  100  0
  13   36.0  240  2090  28  35  30  14  220     0.24  7   6590 0  100  0
  14   36.1  190  190  80  50  50  40  230     0.26  11   7500 0  100  0
  15   35.9  310  180  22  21  20  16  180     0.03  7   1580 2  93  5
  16   36.3  310  200  13  42  30  15  170     0.25  2   930 3  89  8
本发明为蚀刻穿孔形成电子束通孔所引起的异常孔的存在而导致的孔径不均一的问题提供了新的看法。本发明已经查明了对以下事实，即，含有许多细微夹杂物尤其是细微MnS颗粒的铁镍合金材料在蚀刻后几乎不会表现出由异常孔存在而引起的孔径不均一性。因此，现在在本领域中首次发现，能有效控制孔径不均一性的MnS颗粒是直径在50-1000纳米范围内的那些颗粒，当MnS颗粒的密度高于1500个颗粒/mm2时，MnS颗粒表现出其控制效果。对于本发明的铁镍合金半成品，为使电子束通过而蚀刻穿孔形成的孔具有显微均一的直径。
本发明可有效用于所有经蚀刻穿孔来形成电子束通孔的荫罩半成品，甚至还适用于在蚀刻后不进行压力加工、但赋予张力以保持平的形状的那些半成品。电子束通孔无需非常圆；本发明还适用于经穿孔来提供椭圆形、槽形和其它电子束通孔的荫罩。另外，本发明不仅适用于荫罩，而且还适用于采用精细蚀刻的其它用途(如引线框)。

Claims (6)

1.一种铁镍合金荫罩半成品，当通过蚀刻穿孔来形成电子束通孔时，该合金荫罩半成品表现出优秀的孔径均一性，该合金的组成是：以重量百分数％计的34-38％Ni，0.05-0.5％Mn，以重量比例计的4-20ppm S，和余量Fe以及不可避免的杂质或伴随元素，条件是C不超过0.10％，Si不超过0.30％，Al不超过0.3％，P不超过0.005％，其中当半成品表面经镜面抛光并在20℃的3％硝酸-乙醇溶液中浸泡30秒后，直径为0.5-10微米的蚀刻孔的密度至少为2000个/mm2。
2.一种制造铁镍合金半成品的方法，该方法包括对铁镍合金厚板进行热轧，该合金的组成是：以重量百分数％计的34-38％Ni，0.05-0.5％Mn，以重量比例计的4-20ppm S，和余量Fe以及不可避免的杂质或伴随元素，条件是C不超过0.10％，Si不超过0.30％，Al不超过0.3％，P不超过0.005％；重复进行冷轧和重结晶退火，在最终的重结晶退火后，将轧件最终冷轧成厚度为0.05-0.3毫米的板材，该方法是通过下列步骤：
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内对板材进行加工，直至板厚度在2-6毫米之间，热轧后，使所得经轧制的板材以0.5℃/秒或更小的平均冷却速度从900℃冷却至700℃；
(2)在所有重结晶退火操作中，调节温度至850-1100℃，并使经轧制的材料连续通过充有氢气或含氢惰性气体的加热炉，从而将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米；和
(3)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％；
其中半成品含有以至少1500个/mm2的密度散布的直径为50-1000纳米的MnS夹杂物，或是当半成品表面经过镜面抛光并在20℃3％硝酸-乙醇溶液中浸泡30秒后，半成品具有密度至少为2000个/mm2、直径为0.5-10微米的蚀刻孔。
3.一种制造铁镍合金半成品的方法，该方法包括对铁镍合金厚板进行热轧，该合金的组成是：以重量百分数％计的34-38％Ni，0.05-0.5％Mn，以重量比例计的4-20ppm S，和余量Fe以及不可避免的杂质或伴随元素，条件是C不超过0.10％，Si不超过0.30％，Al不超过0.3％，P不超过0.005％；重复进行冷轧和重结晶退火，在最终的重结晶退火后，将轧件最终冷轧成厚度为0.05-0.3毫米的板材，该方法是通过下列步骤：
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内将厚板加工成厚度在2-6毫米之间；
(2)在最终重结晶退火前的中间重结晶退火时，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中退火，以获得平均直径为5-30微米的重结晶晶粒；
(3)在最终的重结晶退火时，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中在650-850℃的内部温度下保温3-20小时，从而将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米；和
(4)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％；
其中半成品含有以至少1500个/mm2的密度散布的直径为50-1000纳米的MnS夹杂物，或是当半成品表面经过镜面抛光并在20℃3％硝酸-乙醇溶液中浸泡30秒后，半成品具有密度至少为2000个/mm2、直径为0.5-10微米的蚀刻孔。
4.一种制造铁镍合金半成品的方法，该方法包括对铁镍合金厚板进行热轧，该合金的组成是：以重量百分数％计的34-38％Ni，0.05-0.5％Mn，以重量比例计的4-20ppm S，和余量Fe以及不可避免的杂质或伴随元素，条件是C不超过0.10％，Si不超过0.30％，Al不超过0.3％，P不超过0.005％；重复进行冷轧和重结晶退火，在最终的重结晶退火后，将轧件最终冷轧成厚度为0.05-0.3毫米的板材，该方法是通过下列步骤：
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内将板材加工至厚度在2-6毫米之间；
(2)在最终重结晶退火前的中间重结晶退火时，使经轧制的材料在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中在650-850℃的内部温度下保温3-20小时，以获得平均直径为5-30微米的重结晶晶粒；
(3)在上述(2)的中间重结晶退火后的所有重结晶退火操作中，使经轧制的板材在850-1100℃的内部温度下连续通过充有氢气或含氢惰性气体的加热炉，从而将重结晶晶粒的平均直径调节至5-30微米；和
(4)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％；
其中半成品含有以至少1500个/mm2的密度散布的直径为50-1000纳米的MnS夹杂物，或是当半成品表面经过镜面抛光并在20℃3％硝酸-乙醇溶液中浸泡30秒后，半成品具有密度至少为2000个/mm2、直径为0.5-10微米的蚀刻孔。
5.一种制造铁镍合金半成品的方法，该方法包括对铁镍合金板材进行热轧，该合金的组成是：以重量百分数％计的34-38％Ni，0.05-0.5％Mn，以重量比例计的4-20ppm S，和余量Fe以及不可避免的杂质或伴随元素，条件是C不超过0.10％，Si不超过0.30％，Al不超过0.3％，P不超过0.005％；重复进行冷轧和重结晶退火，在最终的重结晶退火后，将轧件最终冷轧成厚度为0.05-0.3毫米的板材，该方法是通过下列步骤：
(1)在热轧期间，在950-1250℃的温度范围内对板材进行加工，直至厚度在2-6毫米之间；
(2)在所有重结晶退火操作中，使经轧制的板材在充有氢气或含氢惰性气体的加热炉中退火，从而获得平均直径为5-30微米的重结晶晶粒；和
(3)设定最终重结晶退火前的冷轧压缩比为50-85％，最终冷轧压缩比为10-40％；和
(4)在最终冷轧后，在500-800℃的温度范围内进行不发生重结晶的退火；其中半成品含有以至少1500个/mm2的密度散布的直径为50-1000纳米的MnS夹杂物，或是当半成品表面经过镜面抛光并在20℃3％硝酸-乙醇溶液中浸泡30秒后，半成品具有密度至少为2000个/mm2、直径为0.5-10微米的蚀刻孔。
6.一种荫罩半成品，它的组成是：以重量百分数％计的34-38％Ni，0.05-0.5％Mn，以重量比例计的4-20ppm S，和余量Fe以及不可避免的杂质或伴随元素，条件是C不超过0.10％，Si不超过0.30％，Al不超过0.30％，P不超过0.005％，所述半成品具有通过蚀刻形成的使电子束通过的孔，所述半成品因异常孔存在而引起的孔径不均一性减少，其中直径为50-1000纳米的MnS夹杂物以至少1500个/mm2的密度散布。
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