DE69425189T2

DE69425189T2 - Bleche aus Eisen-Nickel Legierung für Schattenmaske

Info

Publication number: DE69425189T2
Application number: DE1994625189
Authority: DE
Inventors: Michihito Hiasa; Tadashi Inoue; Kiyoshi Tsuru; Kastuhisa Yamauchi
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1993-05-28
Filing date: 1994-01-14
Publication date: 2001-03-22
Anticipated expiration: 2014-01-15
Also published as: CN1035890C; EP0626461B1; DE69425189D1; CN1096330A; KR970003641B1; EP0626461A1

Description

Hintergrund der Erfindung

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Legierungsplatte für eine Schatten-Maske mit hoher Pressformbarkeit.

Beschreibung des Standes der Technik

Ein in letzter Zeit zu beobachtender Verfeinerungstrend beim Farbfernsehen hin zu einem TV hoher Definition hat Fe-Ni- Legierungen, die 34 bis 38 Gew.-% Ni enthalten, als die Legierung zur Herstellung einer Schatten-Maske zur Unterdrückung einer Farb-Phasenverschiebung zur Anwendung gelangen lassen. Verglichen mit Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, der lange Zeit als Material für Schatten- Masken verwendet worden ist, weist eine herkömmliche Fe-Ni- Legierung einen deutlich niedrigeren Wärmeausdehnungskoeffizient auf. Demnach verursacht eine Schatten-Maske aus herkömmlicher Fe-Ni-Legierung kein Problem einer Farb-Phasenverschiebung, die aus der Wärmeausdehnung der Schatten-Maske herrührt, sogar wenn ein Elektronenstrahl die Schatten-Maske erhitzt.
Ein allgemeines Verfahren zur Herstellung der Legierungsplatte für eine Schatten-Maske schließt die folgenden Stufen ein. Ein Legierungs-Ingot wird mit einem kontinuierlichen Gießverfahren oder einem Ingot-Herstellverfahren hergestellt. Der Legierungs-Ingot wird zu einer Platte geformt, heißgewalzt, kaltgewalzt und ausgeglüht, um eine Legierungsplatte zu bilden.
Die für eine Schatten-Maske vorgesehene Legierungsplatte wird dann in den folgenden Stufen zur Bildung der Schatten-Maske weiterverarbeitet. (1) Die Legierungsplatte wird fotogeätzt, um Durchgangslöcher für den Elektronenstrahl auf der Legierungsplatte für die Schatten-Maske zu bilden. Die durch Ätzung durchlöcherte Schatten-Masken-Legierungsplatte wird nachfolgend bezeichnet als "Flach-Maske". (2) Die Flach-Maske wird geglüht. (3) Die geglühte Flach-Maske wird dann zu einer gekrümmten Form einer Kathodenstrahlröhre gepresst. (4) Die pressgeförmte Flach-Maske wird zu einer Schatten-Maske zusammengebaut, die dann einer Schwärzungsbehandlung unterzogen wird.
Da ein Schatten-Maskenmaterial aus einer herkömmlichen Fe-Ni- Legierung, das durch Kaltwalzen, Umkristallisationsglühen und Endwalzen hergestellt wurde, eine höhere Festigkeitsstärke als ein herkömmliches Schatten-Maskenmaterial aus Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt aufweist, wird es durch Erweichungsglühen (Glühen vor dem Verpressen) bei einer Temperatur von 800ºC oder höher zur Gewährleistung der guten Pressformbarkeit nach Perforation durch Ätzung erweicht. Die Erweichungsbehandlung bei einer hohen Temperatur von 800ºC ist jedoch vom Standpunkt der Arbeitseffizenz und auch der Wirtschaftlichkeit nicht günstig. Daher wartet die Industrie auf die Entwicklung von Materialien, die eine so niedrige Festigkeitsstärke wie dasjenige Material aufweisen, das bei der Temperatur von 800ºC oder höher erweicht worden ist, sogar wenn jene nur bei einer niedrigen Temperatur erweicht worden sind.
Eine Verbesserung der Pressformbarkeit einer INVAR-Legierung für eine Schatten-Maske wurde in der japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 3-267320 offenbart. Dieser Stand der Technik liefert eine Technologie, bei der die Festigkeitsstärke unter einer niedrigen Erweichungs- und Glühtemperatur von unterhalb 800ºC herabgesetzt wird, wobei eine Legierung durch Kaltwalzen, Umkristallisationsglühen und End-Kaltwalzen bei einem Herabsetzungsverhältnis von 5 bis 20 Gew.-% behandelt wird. Gemäß diesem Stand der Technik wird eine Platte erzeugt, die eine genügend niedrige Festigkeitsstärke aufweist, um eine gute Pressformbarkeit mit einer 0,2 Gew.-%- Dehngrenze von 9,5 kgf/mm² (weniger als 10 kgf/mm²) bei 200ºC durch eine Erweichungsglühbehandlung bei einer Temperatur von weniger als 800ºC zu ergeben.
Allerdings ist die in der japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 3-267320 offenbarte Technologie nur auf die Durchschnittskorngröße und -festigkeitsstärke gerichtet, und das offenbarte Verfahren verursacht einen deutlichen Anstieg des Grades (d. h. des Ordnungsgrades) der {100}-Ebene und erzeugt eine gemischte Struktur. Als Ergebnis hat es sich bei den gemäß dem Stand der Technik hergestellten Schatten-Masken erwiesen, dass sie die Matrizen beim Pressformen abreiben und leicht Sprünge und Brüche an der Kante der Schatten-Masken erzeugen. Außerdem ergab das gemäß dem Stand der Technik hergestellte Material eine große Anisotropie in der Ebene, um eine verschwommene Peripherie der durchstoßenen Löcher der Schatten-Maske nach der Pressformung zu verursachen, was Qualitätsprobleme hervorrief.
In der am 22. September 1993 veröffentlichten EP-A-0 561 120 sind DE und FR benannt. Sie betrifft eine dünne Platte aus einer Fe-Ni-Legierung für eine Schatten-Maske und ein Verfahren zu deren Herstellung. Insbesondere besteht die dünne Platte aus der Fe-Ni-Legierung im wesentlichen aus 34 bis 38 Gew.-% Ni, 0,05 Gew.-% oder weniger Si, 0,001 Gew.-% oder weniger Bi, 0,003 Gew.-% oder weniger 0 und aus 0,0015 Gew.-% oder weniger N und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
wobei die Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav einer Legierungsplatte vor der Glühbehandlung vor der Pressformung 10,5 bis 15 jim beträgt.

Zusammenfassung der Erfindung

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, eine Legierungsplatte zur Herstellung einer Schatten-Maske bereitzustellen, die eine überlegene Pressformbarkeit aufweist und ein hohes Abschirmvermögen ergibt, ohne eine Farb- Phasenverschiebung zu verursachen.
Gemäß einer ersten Ausführungsform wird durch die vorliegende Erfindung eine Legierungsplatte bereitgestellt, bestehend aus 28 bis 38 Gew.-% Ni, 0,07 Gew.-% oder weniger Si, mehr als 1 bis 7 Gew.-% Co, 0,001 Gew.-% oder weniger B, 0,003 Gew.-% oder weniger 0, 0,002 Gew.-% oder weniger N, gegebenenfalls 0,0001 bis 0,0040 Gew.-% C, gegebenenfalls 0,001 bis 0,35 Gew.-% Mn, gegebenenfalls 0,001 bis 0,07 Gew.-% Cr und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
wobei die genannte Legierungsplatte vor der Glühbehandlung vor dem Pressformen eine Durchschnitts-Austenit-Korngröße (Dav) von 10,5 bis 15,0 um, ein Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner (Dmax/Dmin) von 1 bis 15 und eine Vickers-Härte (Hv) von 165 bis 220 aufweist und die Beziehung erfüllt:
10 · Dav + 80 ≥ Hv ≥ 10 · Dav + 50
und wobei die genannte Legierungsplatte Ordnungsgrade der Kristall-Ebenen auf der genannten Legierungsplattenoberfläche von:
14% oder weniger für die {111}-Ebene
5 bis 75% für die {100}-Ebene
5 bis 40% für die {110}-Ebene
20% oder weniger für die {311}-Ebene
20% oder weniger für die {331}-Ebene
20% oder weniger für die {210}-Ebene und von
20% oder weniger für die {211}-Ebene
aufweist.
Gemäß einer zweiten Ausführungsform wird durch die vorliegende Erfindung eine Legierungsplatte bereitgestellt, bestehend aus 34 bis 38 Gew.-% Ni, 0,01 bis 3 Gew.-% Cr, 0,2 Gew.-% oder weniger Si, 0,005 Gew.-% oder weniger B, 0,004 Gew.-% oder weniger 0, 0,003 Gew.-% oder weniger N, 0,05 Gew.-% oder weniger Sb, gegebenenfalls 0,0001 bis 0,010 Gew.-% C, gegebenenfalls 0,001 bis 0,5 Gew.-% Mn, gegebenenfalls 1 Gew.-% oder weniger Co und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, mit der Ausnahme der Legierungszusammensetzungen, bestehend aus 34 bis 38 Gew.-% Ni, 0,05 Gew.-% oder weniger Si, 0,0005 Gew.-% oder weniger B, 0,002 Gew.-% oder weniger O, 0,0015 Gew.-% oder weniger N, 0,05 Gew.-% oder weniger Cr, gegebenenfalls 0,0001 bis 0,005 Gew.-% C, gegebenenfalls 0,001 bis 0,35 Gew.-% Mn und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
wobei die genannte Legierungsplatte vor der Glühbehandlung vor dem Pressformen eine Durchschnitts-Austenit-Korngröße (Dav) von 10,5 bis 15,0 um, ein Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner (Dmax/Dmin) von 1 bis 15 und eine Vickers-Härte (Hv) von 165 bis 220 aufweist und die Beziehung erfüllt:
10 · Dav + 80 > Hv > 10 · Dav + 50
und wobei die genannte Legierungsplatte Ordnungsgrade der Kristall-Ebenen auf der genannten Legierungsplattenoberfläche von:
14% oder weniger für die {111}-Ebene
5 bis 75% für die {100}-Ebene
5 bis 40% für die {110}-Ebene
20% oder weniger für die {311}-Ebene
20% oder weniger für die {331}-Ebene
20% oder weniger für die {210}-Ebene und von
20% oder weniger für die {211}-Ebene
aufweist.
Gemäß einer dritten Ausführungsform wird durch die vorliegende Erfindung eine Legierungsplatte bereitgestellt, bestehend aus 28 bis 38 Gew.-% Ni, 0,01 bis 3 Gew.-% Cr, mehr als 1 bis 7 Gew.-% Co, 0,2 Gew.-% oder weniger Si, 0,005 Gew.-% oder weniger B, 0,004 Gew.-% oder weniger O, 0,003 Gew.-% oder weniger N, 0,05 Gew.-% oder weniger Sb, gegebenenfalls 0,0001 bis 0,010 Gew.-% C, gegebenenfalls 0,001 bis 0,5 Gew.-% Mn und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,
wobei die genannte Legierungsplatte vor der Glühbehandlung vor dem Pressformen eine Durchschnitts-Austenit-Korngröße (Dav) von 10,5 bis 15,0 um, ein Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner (Dmax/Dmin) von 1 bis 15 und eine Vickers-Härte (Hv) von 165 bis 220 aufweist und die Beziehung erfüllt:
10 · Dav + 80 ≥ Hv ≥ 10 · Dav + 50
und wobei die genannte Legierungsplatte Ordnungsgrade der Kristall-Ebenen auf der genannten Legierungsplattenoberfläche von:
14% oder weniger für die {111}-Ebene
5 bis 75% für die {100}-Ebene
5 bis 40% für die {110}-Ebene
20% oder weniger für die {311}-Ebene
20% oder weniger für die {331}-Ebene
20% oder weniger für die {210}-Ebene und von
20% oder weniger für die {211}-Ebene
aufweist.

Kurze Beschreibung der Figuren

Fig. 1 ist ein Diagramm, das den Effekt der Durchschnitts- Austenit-Korngröße und der Vickers-Härte auf die Pressformbarkeit gemäß der bevorzugten Ausführungsform 2 zeigt;
Fig. 2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Grad an Mischkorn für die Austenit-Körner und der Erzeugung einer verschwommenen Peripherie eines durchstoßenen Lochs gemäß der bevorzugten Ausführungsform 2 zeigt; und
Fig. 3 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Ordnungsgrad einer {100}-Ebene und dem Grad an Mischkorn für die Austenit-Körner gemäß der bevorzugten Ausführungsform 2 zeigt.

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen

Bevorzugte Ausführungsform 1

Es wird nun eine Legierungsplatte der vorliegenden Erfindung beschrieben, die, abgesehen von Verunreinigungen, aus Fe, Ni, Si, Co, B, O und N besteht.
Der Grund, warum die Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung auf die jeweiligen Mengenbereiche eingegrenzt ist, wird im folgenden beschrieben.
Eine Fe-Ni-Legierungsplatte für eine Schatten-Maske sollte als Obergrenze des Durchschnittswärmeausdehnungskoeffizient einen Wert von 2,0 · (1/10&sup6;)ºC im Temperaturbereich von 30 bis 100ºC zur Verhinderung einer Farb-Phasenverschiebung aufweisen. Der Wärmeausdehnungskoeffizient hängt vom Ni-Gehalt der Legierung ab. In einer Fe-Ni-Legierung, die Co mit mehr als 1 bis 7 Gew.-% enthält, muss der Ni-Gehalt auf den Bereich von 28 bis 38 Gew.-% eingegrenzt sein, um die oben beschriebene Bedingung des Durchschnittswärmeausdehnungskoeffizient zu erfüllen. Beim Co-Gehalt von mehr als 1 bis 7 Gew.-% ist daher der Ni-Gehalt dann auf den Bereich von 28 bis 38 Gew.-% spezifisch festgelegt. Indem der Co-Gehalt auf 3 bis 6 Gew.-% und der Ni- Gehalt auf 30 bis 33 Gew.-% eingestellt werden, erhält man das überlegene charakteristische Merkmal, das einen niedrigeren Durchschnittswärmeausdehnungskoeffizient ergibt. Übersteigt der Co-Gehalt 7 Gew.-%, steigt auch der Wärmeausdehnungskoeffizient auf einen höheren charakteristischen Wert an, so dass die Obergrenze des Co- Gehaltes spezifisch auf 7 Gew.-% festgelegt ist.
Sauerstoff ist eine der unvermeidbaren Verunreinigungen. Bei Anstieg des Sauerstoff-Gehalts steigt der Einschluss nichtmetallischer Oxide in der Legierung an. Nicht-metallische Einschlüsse unterdrücken das Wachstum der Kristallkörner beim Glühen vor der Pressformung, insbesondere bei einer Temperatur von weniger als 800ºC. Übersteigt der O-Gehalt 0,0030 Gew.-%, wird das Kornwachstum inhibiert, und es kann die mit der vorliegenden Erfindung angestrebte Pressformungsqualität nicht erhalten werden. Diesbezüglich ist in der vorliegenden Erfindung die Obergrenze des O-Gehalts spezifisch auf 0,0030 Gew.-% festgelegt. Die Untergrenze des O-Gehalts ist nicht besonders eingegrenzt, sie wird aber aus Wirtschaftlichkeitsgründen des Ingot-Herstellverfahrens auf einen Wert von 0,0001 Gew.-% ausgewählt.
B verbessert die Heißbearbeitbarkeit der Legierung. Eine überschüssige Menge an B induziert jedoch die Segregation von B an der Grenzfläche der beim Glühen vor der Pressformung gebildeten umkristallisierten Körner, was die freie Migration von Korngrenzflächen inhibiert und das Kornwachstum unterdrückt, was wiederum dazu führt, dass die notwendige 0,2 Gew.-%-Dehngrenze nach der Glühbehandlung vor der Pressformung nicht eingehalten wird. Unter dem Glühvorgang vor der Pressformung bei relativ niedriger Temperatur, die in der vorliegenden Erfindung spezifisch vorgesehen ist, wird insbesondere das Kornwachstum stark unterdrückt, und diese Maßnahme wirkt nicht auf alle Körner einheitlich ein. Als Ergebnis tritt eine stark gemischte Kornstruktur auf, mit der eine unregelmäßige Materialausdehnung beim Pressformen einhergeht, was wiederum eine verschwommene Peripherie des durchstoßenen Lochs auf der Schatten-Maske verursacht. Ein Bor-Gehalt von mehr als 0,0010 Gew.-% verstärkt die Unterdrückung des Kornwachstums deutlich, und es kann die in der vorliegenden Erfindung angestrebte Pressformbarkeit nicht erhalten werden. Auch entsteht das Problem einer verschwommenen Peripherie an den durchstoßenen Löchern. Daher ist in der vorliegenden Erfindung die Obergrenze des B-Gehalts spezifisch auf 0,0010 Gew.-% festgelegt. Aus den oben beschriebenen Gründen beträgt der bevorzugtere B-Gehalt 0,0002 Gew.-% oder weniger.
Silizium wird als Deoxidierelement bei der Ingot-Herstellung der Legierung zugefügt. Übersteigt der Si-Gehalt 0,07 Gew.-%, wird ein Oxidfilm von Si auf der Legierungsoberfläche beim Glühen vor der Pressformung gebildet. Der Oxidfilm schwächt die Anpassungsfähigkeit an Matrizen beim Pressformen ab und führt zum Abrieb der Matrizen durch die Legierungsplatte. Daher ist die Obergrenze des Si-Gehalts spezifisch auf 0,07 Gew.-% festgelegt Eine weitere Herabsetzung des Si-Gehalts verbessert die Anpassung von Matrizen und Legierungsplatte. Die Untergrenze des Si-Gehalts ist nicht unbedingt spezifisch festgelegt, aber ungefähr 0,001 Gew.-% ist die eigentliche Untergrenze aus Gründen der Wirtschaftlichkeit des Ingot- Herstellverfahrens.
Stickstoff ist ein Element, das unvermeidbar in die Legierung beim Ingot-Herstellverfahren gelangt. Ein Stickstoff-Gehalt von 0,0020 Gew.-% oder mehr verursacht die Konzentrierung von N an der Oberfläche der Legierung beim Glühen vor der Pressformung und ergibt Nitrid. Das Nitrid schwächt die Anpassung der Legierung an Matrizen beim Pressformungsverfahren ab und führt zum Abrieb der Matrizen durch die Legierungsplatte. Daher ist der N-Gehalt spezifisch auf weniger als 0,0020 Gew.-% festgelegt. Obwohl die Untergrenze des N-Gehalts nicht unbedingt definiert ist, stellt ein Wert von 0,0001 Gew.-% die Untergrenze aus Wirtschaftlichkeitsgründen des Ingot-Herstellverfahrens dar. Bezüglich der weiteren oben beschriebenen Elemente betragen der bevorzugte Bereich von C 0,0001 bis 0,0040 Gew.-%, derjenige von Mn 0,001 bis 0,35 Gew.-% und derjenige von Cr 0,001 bis 0,07 Gew.-%.
Zur Verbesserung des Formfixiervermögens, der Unterdrückung von Bruchbildung auf der Legierungsplattenoberfläche beim Pressformen und zur Verhinderung der Erzeugung einer verschwommenen Peripherie eines durchstoßenen Lochs einer hergestellten Schatten-Maske ist es gemäß der vorliegenden Erfindung notwendig, zusätzlich zur obigen spezifischen Festlegung der Zusammensetzungsbereiche den spezifischen Bereich für jeweils die Durchschnitts-Austenit-Korngröße (Dav) vor dem Glühen vor der Pressformung, das Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner (Dmax/Dmin) und die Vickers-Härte (Hv) zu definieren, und ferner ist es notwendig, dass die spezifische Beziehung zwischen der Vickers-Härte (Hv) und der Durchschnitts-Austenit-Korngröße (Dav) in der angegebenen spezifischen Weise erfüllt ist und eingehalten wird.
Der Wert der Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav von weniger als 10,5 um vermag das Kornwachstum in einer Legierungsplatte beim Glühen vor dem Pressformen unter der gemäß der vorliegenden Erfindung einzuhaltenden Temperaturbedingung von weniger als 800ºC nicht zu erhöhen und steigert die Rückfederung und führt zu einem geringeren Formfixiervermögen wegen ungenügendem Wachstum der Körner. Andererseits behindert der Wert von Dav von mehr als 15,0 um die Umkristallisation beim Glühen vor dem Pressformen und führt zu einem geringerwertigen Formfixiervermögen wegen ungenügender Umkristallisation.
Die Vickers-Härte Hv wird hauptsächlich durch das Herabsetzungsverhältnis der Kaltwalzstufe bestimmt. Der Hv- Wert von weniger als 165 vermag keine ausreichende Spannung der Legierungsplatte zu verleihen und ergibt nur eine schwache treibende Kraft zur Umkristallisation beim Glühen vor dem Pressformen. Das Ergebnis ist eine ungenügende Umkristallisation, was die Legierungsplatte in einem ziemlich harten und starren Zustand sogar nach dem Glühen vor dem Pressformen hinterlässt. Als Ergebnis fällt das Formfixiervermögen nur geringerwertig aus. Wird andererseits eine überschüssige Spannung auf die Legierungsplatte übertragen, um einen Hv-Wert von mehr als 220 zu ergeben, wird die treibende Kraft zur Umkristallisation beim Glühen vor dem Pressformen ziemlich stark, wodurch sich eine übermäßige Häufigkeit von Kernbildung bei der Umkristallisation ergibt. Daher werden die Körner fein nach dem Glühen vor der Pressformung, um das Formfixiervermögen herabzusetzen.
Eine angemessene Umkristallisation beim Glühen vor dem Pressformen wird dadurch bewerkstelligt, dass die Beziehung zwischen der Vickers-Härte Hv und der Durchschnitts-Austenit- Korngröße Dav in einem spezifischen Bereich eingehalten wird. Eine große Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav vor dem Glühen vor dem Pressformen bedarf eines großen Grades an Spannung, um eine genügende treibende Kraft beim Glühen vor der Pressformung zu erhalten. Demzufolge ist die Untergrenze der Vickers-Härte Hv unbedingt festzulegen, und zwar in Abhängigkeit von der entsprechenden Durchschnitts-Austenit- Korngröße Dav. Da andererseits eine kleinere Durchschnitts- Austenit-Korngröße Dav eine größere Anzahl von Nukleierungsstellen zeigt und ergibt, ist auch die Obergrenze der Vickers-Härte Hv unbedingt festzulegen, und zwar in Abhängigkeit von der entsprechenden Durchschnitts-Austenti- Korngröße Dav, um die Erzeugung feiner Körner nach dem Glühen vor dem Pressformen zu verhindern. Sogar bei einem Wert der Vickers-Härte Hv von 165 oder mehr ist, zur Erfüllung der Gleichung [Hv < 10 · Dav + 50], die treibende Kraft zur Umkristallisation beim Glühen vor dem Pressformen fast ein wenig zu klein, und eine hinreichende Umkristallisation kann nicht erreicht werden. Daher bleibt das Material hart, sogar nach dem Glühen vor der Pressformung, und es zeigt ein nur geringerwertiges Formfixiervermögen. Auch bei einem Wert der Vickes-Härte Hv von 220 oder weniger ist, zur Erfüllung der Gleichung [Hv > 10 · Dav + 80], die treibende Kraft zur Umkristallisation beim Glühen vor der Pressformung fast ein wenig zu groß, und es werden die Körner fein nach dem Glühen vor der Pressformung und das Formfixiervermögen geringerwertig.
Übersteigt das Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner Dmax/Dmin 15, wird die geätzte Lochgröße unregelmäßig und verursacht eine verschwommene Peripherie des durchstoßenen Lochs. Ein kleinerer Dmax/Dmin-Wert ist günstiger, und die Untergrenze des Dmax/Dmin-Wertes ist spezifisch auf 1 festgelegt.
Aus den obigen Darlegungen ergibt sich, dass gemäß der vorliegenden Erfindung die Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav vor dem Glühen vor der Pressformung spezifisch in einem Bereich von 10,5 bis 15,0 um, das Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körper Dmax/Dmin (welches Verhältnis nachfolgend einfach als "Grad an Austenit-Mischkorn" bezeichnet wird) spezifisch in einem Bereich von 1 bis 15 und die Vickers-Härte Hv spezifisch in einem Bereich von 165 bis 220 festgelegt sind und auch die folgende Gleichung gilt und erfüllt ist:
10 · Dav + 80 ≥ HV ≥ 10 · Dav + 50,
um das Kornwachstum beim Glühen vor der Pressformung zu erhöhen, das Formfixiervermögen zu verbessern und die Bildung einer verschwommenen Peripherie eines durchstoßenen Lochs einer hergestellten Schatten-Maske zu unterdrücken.
Zur Verhinderung von Bruchbildung beim Pressformen und zur Verhinderung einer verschwommenen Peripherie eines durchstoßenen Lochs und auch einer nur teilweisen Farb- Phasenverschiebung auf der hergestellten Schatten-Maske, welche die Aufgabenstellungen der vorliegenden Erfindung sind, ist es ebenfalls wichtig, den Ordnungsgrad (gathering degree/Sammelgrad) der Ebenen auf der Legierungsplattenoberfläche vor dem Glühen vor der Pressformung wie auch die oben spezifisch festgelegten Eingrenzungsbereiche einzugrenzen.
Die Erfinder haben herausgefunden, dass die Steuerung des Ordnungsgrads der {211}-Ebene auf der Legeirungsplattenoberfläche vor dem Glühen vor dem Pressformen in wirksamer Weise die Bruchbildung beim Pressformen und die Steuerung des entsprechenden Grads der {100}- und {110}-Ebene die verschwommene Peripherie eines durchstoßenen Lochs auf der hergestellten Schatten-Maske und die Steuerung des entsprechenden Grades der {111}-, {311}-, {331}- und der {210}-Ebenen die partielle Farb-Phasenverschiebung auf der hergestellten Schatten-Maske unterdrücken.
Konkret gesagt, wenn der entsprechende Grad der {211}-Ebene 20% übersteigt, erzeugt die Legierungsplatte Brüche beim Pressformen. Übersteigen der jeweilige Grad der {111}-, {311}-, {331}- und der {210}-Ebenen 14, 20, 20 bzw. 20%, verformt sich die geätzte Lochform in abnormer Weise beim Pressformen, was eine partielle Farb-Phasenverschiebung induziert.
Die Steuerung des Grades der {100}- und der {110}-Ebene ist zur Eingrenzung des Grades von Austenit-Mischkorn Dmax/Dmin auf den in der vorliegenden Erfindung spezifisch festgelegten Bereich notwendig. Übersteigen der Grad der {100}-Ebene 75% oder der Grad der {110}-Ebene 40%, übersteigt der Grad an Austenit-Mischkorn den Wert 15. In diesem Fall schreitet die Umkristallsation beim Glühen vor der Pressformung nicht einheitlich voran, und die Körner nehmen nach dem Glühen vor der Pressformung einen Mischzustand an, wodurch eine verschwommene Peripherie der durchstoßenen Löcher auf der hergestellten Schatten-Maske induziert wird. Beträgt der Grad der {100}-Ebene weniger als 5%, übersteigt der entsprechende Grad der {110}-Ebene 40%. Beträgt der Grad der {110}-Ebene weniger als 5%, übersteigt der Grad der {100}-Ebene 75%. In beiden Fällen übersteigt der Grad an Austenit-Mischkorn den Wert 15 und induziert eine verschwommene Peripherie der durchstoßenen Löcher auf der hergestellten Schatten-Maske. Der Grad an Austenit-Mischkorn lässt sich im Bereich von 1 bis 15 durch Steuerung des Grades der {100}-Ebene in einem Bereich von 5 bis 75% steuern. Der Grad an Mischkorn wird durch Steuerung des Grades der {100}-Ebene in einem weiter eingegrenzten Bereich von 8 bis 46% zur wirksameren Unterdrückung einer verschwommenen Peripherie der durchstoßenen Löcher weiter herabgesetzt.
Aus den obigen Überlegungen ergibt sich, dass gemäss der vorliegenden Erfindung der Ordnungsgrad einer jeden Ebene auf der Legierungsplatte vor dem Glühen vor der Pressformung spezifisch festgelegt ist, wie im folgenden aufgelistet:
Ordnungsgrad der {111}-Ebene: 14% oder weniger
Ordnungsgrad der {100}-Ebene: 5 bis 75%
Ordnungsgrad der {110}-Ebene: 5 bis 40%
Ordnungsgrad der {311}-Ebene: 20% oder weniger
Ordnungsgrad der {331}-Ebene: 20% oder weniger
Ordnungsgrad der {210}-Ebene: 20% oder weniger
Ordnungsgrad der {211}-Ebene: 20% oder weniger.
Der Wert des oben angegebenen Ordnungsgrades (gathering degree) ist der Relativwert einer jeden Ebene zum Gesamt- Ordnungsgrad der Ebenen {111}, {100}, {110}, {311}, {331}, {210} und {211}.
Der Ordnungsgrad der jeweiligen Ebene wird durch Röntgenstrahl-Beugungsintensität auf jeder Röntgenstrahl- Beugungsebene (111), (200), (220), (311), (331), (420) und (422) bestimmt und ermittelt. Beispielsweise wird der Grad der (111)-Ebene durch Division des relativen Röntgenstrahl- Beugungsintensitätsverhältnisses der (111)-Ebene durch die Summe der relativen Röntgenstrahl-Intensitätsverhältnisse auf jeder Beugungsebene (111), (200), (220), (311), (331), (420) und (422) bestimmt. Der Grad weiterer Ebenen (100), (110), (311), (331), (210) und (211) kann gemäß der gleichen Vorgehensweise bestimmt und ermittelt werden. Das relative Röntgenstrahl-Beugungsintensitätsverhältnis ist das Verhältnis der Röntgenstrahl-Beugungsintensität, die auf jeder Beugungsebene gemessen wird, zur theoretischen Röntgenstrahl- Intensität auf der Beugungsebene. Beispielsweise ist das relative Röntgenstrahl-Beugungsintensitätsverhältnis der (111)-Ebene die Röntgenstrahl-Beugungsintensität der (111)- Beugungsebene, dividiert durch die theoretische Röntgenstrahl- Beugungsintensität der (111)-Beugungsebene.
Der Grad einer jeden Ebene {110}, {110},{210} und {211} wird aus dem relativen Röntgenstrahl-Beugungsintensitätsverhältnis der (200)-, (220)-, (420)- und (422)-Ebene bestimmt, von denen eine jede dieselbe Orientierung mit der entsprechenden Ebene aufweist, dividiert durch die Summe der jeweiligen Röntgenstrahl-Beugungsintensitätsverhältnisse der sieben Beugungsebenen (111) bis (422).
Der Grad einer jeden Ebene {111}, (100}, {110}, {311}, {331), {210} und {211} vor dem Glühen vor der Pressformung, welcher gemäß der vorliegenden Erfindung spezifisch festgelegt ist, ist normalerweise erhältlich, indem man geeignete Behandlungsbedingungen nach der Heißwalzstufe auswählt.
Wird beispielsweise eine Legierungsplatte der vorliegenden Erfindung durch Heißwalzen eines Rohblocks erzeugt, der durch Rohblockbildung oder kontinuierlichen Guss hergestellt ist, worauf eine Abfolge einer Glühbehandlung der heißgewalzten Platte, von Kaltwalzen, Umkristallisationsglühen, Kaltwalzen, Umkristallisationsglühen, Kaltwalzen,
Umkristallisationsglühen, Endbehandlungs-Kaltwalzen und von Spannungsabbauglühen abläuft, ist eine wirksame Bedingung zum Erhalt des oben definierten Grades der Ebene die Steuerung der Glühtemperatur beim Glühen der heißgewalzten Platte bei einem ausgewogenen Niveau im Bereich von 910 bis 990ºC und ferner die Auswahl optimaler Bedingungen beim Kaltwalzen, Umkristallisationsglühen, Endbehandlungs-Kaltwalzen und beim Spannungsabbauglühen. Auch für die Durchschnitts-Austenit- Korngröße Dav, den Grad an Austenit-Mischkorn Dmax/Dmin und die Vickers-Härte Hv, welche gemäß der vorliegenden Erfindung spezifisch festgelegt sind, wird die Optimierung durch Steuerung der Bedingungen des Kaltwalzens, Umkristallisationsglühens, Endbehandlungs-Kaltwalzens und der Spannungsabbauglühstufe bewerkstelligt.
Zum Erhalt des durch die vorliegende Erfindung spezifisch festgelegten Grades der Ebenen ist die einheitliche Hitzebehandlung einer Bramme nach Luppen oder kontinuierlichem Guss nicht bevorzugt. Wird beispielsweise die Homogenisierung bei 1200ºC oder einer höheren Temperatur 10 h lang oder länger durchgeführt, erfüllt der Grad einer oder mehrerer der Ebenen {111}, {100}, {110}, {311}, {331}, {210} und {211} die jeweiligen spezifischen Bedingungen der vorliegenden Erfindung nicht. Daher sollte solch eine Homogenisierungsbehandlung vermieden werden.
Weitere Maßnahmen können angewandt werden, um die durch die vorliegende Erfindung spezifisch festgelegte Bedingung des Grades der Ebenen zu erfüllen. Eine Quensch-Behandlung (Abschrecken) zur Verfestigung und eine Agglomerationssteuerung durch die Steuerung der Umkristallisation bei der Heißbearbeitung sind einige der Beispiele anwendbarer Maßnahmen.
Die Legierungsplatte der vorliegenden Erfindung kann vor der Pressformung vor der Foto-Ätzungsstufe geglüht werden. Wird die Glühbehandlung vor der Pressformung bei relativ niedriger Temperatur durchgeführt, was eine Bedingung der vorliegenden Erfindung ist, wird die Qualität der Foto-Ätzung nicht herabgesetzt. In einem herkömmlichen Material wird, falls die Foto-Ätzung nach der Glühbehandlung vor dem Pressformen bei einer gemäß der vorliegenden Erfindung spezifizierten relativ niedrigen Temperatur durchgeführt wird, die Qualität der Foto- Ätzung herabgesetzt, somit wird die Glühbehandlung vor der Pressformung in aller Regel nicht vor der Foto-Ätzung durchgeführt. Im Gegensatz dazu, akzeptieren die Materialien der vorliegenden Erfindung die Foto-Ätzung nach dem Glühen vor der Pressformung, ohne dass die Ätzleistung herabgesetzt wird.

Beispiel 1

Die Erfinder stellten die Legierungen Nrn. 14 bis 17 und 23 mit der in Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzung durch Schöpfraffinierung bzw. durch Gießen der Legierung Nr. 23 her, um Ingots zu bilden. Nach Rohblockbildung, Graten und Heißwalzen bei 1100ºC 3 h lang, wurden die heißgewalzten Platten erhalten. Die Legierungen Nrn. 14 bis 17 wurden direkt zu Platten gegossen, welche dann bei einem Herabsetzungsverhältnis von 30% im Temperaturbereich von 1000 bis 1300ºC heißgewalzt und anschließend bei 750ºC aufgespult wurden, um die heißgewalzten Platten zu erhalten. Aus diesen heißgewalzten Platten wurden die Legierungsplatten der Materialien Nrn. 14 bis 17 und 23 hergestellt, welche in Tabellen 2 bis 5 aufgelistet sind.
In Tabelle 2 und 3 stellen Dmax die Maximal-Austenit-Korngröße in der Legierungsplatte und Dmin die Minimal-Austenit- Korngröße in der Legierungsplatte dar.
In Tabelle 4 und 5 sind die Kriterien zur Bewertung des Formfixiervermögens, der Anpassung von Matrizen und Legierungsplatte und der verschwommenen Peripherie der durchstoßenen Löcher die folgenden:
Bezüglich des Formfixiervermögens bedeuten die Zeichen " " "sehr gut", "O" "gut" und "X" "ziemlich gering".
Bezüglich der Anpassung von Matrizen und Legierungsplatte bedeuten die Zeichen "O" "gut, ohne Eisenzeichen", "Δ" "ziemlich gering mit einigen Eisenzeichen" und "X" "gering, mit vielen Eisenzeichen".
Bezüglich der verschwommenen Peripherie eines durchstoßenen Lochs bedeuten die Zeichen "" " "definitiv keine", "O" "keine", "Δ" "einige" und "X" "erzeugt".
Die Materialien Nrn. 14 bis 17 waren Legierungsplatten mit einer Dicke von 0,25 mm und wurden aus heißgewalzten Platten der Legierungen Nrn. 14 bis 17 durch Glühbehandlung einer heißgewalzten Platte im Temperaturbereich von 910 bis 990ºC, Kaltwalzen, Umkristallisationsglühen im Temperaturbereich von 860 bis 940ºC 125 s lang, Kaltwalzen, Umkristallisationsglühen im Temperaturbereich von 860 bis 940ºC 125 s lang, Endbehandlungs-Kaltwalzen bei einem Herabsetzungsverhältnis von 15% und durch Spannungsabbauglühen bei 530ºC 30 s lang erzeugt.
Material Nr. 23 war die Legierungsplatte mit einer Dicke von 0,25 mm und wurde aus der heißgewalzten Platte der Legierung Nr. 23 durch Glühbehandlung einer heißgewalzten Platte bei 970ºC, Kaltwalzen, Umkristallisationsglühen bei 800ºC 30 s lang, Kaltwalzen, Umkristallisationsglühen bei 800ºC 30 s lang, Endbehandlungs-Kaltwalzen und durch Spannungsabbauglühen bei 530ºC 30 s lang erzeugt.
Alle diese erzeugten heißgewalzten Platten zeigten und ergaben ausreichende Umkristallisation nach dem Glühvorgang.
Legierungsplatten aus Material Nrn. 15 bis 17 und 23, hergestellt durch die oben beschriebenen Behandlungsstufen, wurden geätzt und zu Flach-Masken geformt. Die Flach-Masken wurden durch Glühen vor der Pressformung bei 770ºC 45 min lang behandelt und anschließend pressgeformt. Die Pressformbarkeit wurde während dieser Verfahrensstufe getestet. Die Partial- Farb-Phasenverschiebung wurde nach Schwärzung der pressgeformten Schatten-Masken gemessen, wobei sie in eine Kathodenstrahlröhre eingebaut und mit einem Elektronenstrahl an ihrer Oberfläche bestrahlt wurden. Legierungsplatten aus Material Nr. 14 wurden vor der Pressformung bei 795ºC 3 min lang geglüht, worauf sie geätzt und zu Flach-Masken geformt wurden. Diese Flach-Masken wurden pressgeformt, um deren Pressformbarkeit zu ermitteln. Diese Legierungen wurden auch bezüglich der Partial-Farb-Phasenverschiebung unter Anwendung der gleichen Verfahrensweise wie vorher überprüft.
In Tabelle 2 und 3 sind die Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav, vor dem Glühen vor Pressformung, der Grad an Austenit- Mischkörnern Dmax/Dmin, die Vickers-Härte Hv und die jeweilige Erfüllung der Gleichungen [10 · Dav + 80 - Hv] und [Hv - 10 · Dav - 50] angegeben. In Tabelle 4 und 5 sind der Grad einer jeden Ebene auf der Plattenoberfläche vor dem Glühen vor Pressformung, die Pressformbarkeit und die Partial-Farb- Phasenverschiebung angegeben.
Gemäß Tabellen 2 bis 5 zeigten und ergaben die Materialien Nrn. 14 bis 17, die Co enthielten und Beispiele der vorliegenden Erfindung sind, ausgezeichnete Eigenschaften.
Material Nr. 14 wurde vor Pressformung vor dem Ätzen geglüht, und es wurde festgestellt, dass es eine saubere Leistung als Schatten-Maske ergab, auch bei Behandlung mit dem beschriebenen Herstellverfahren.
Wie oben beschrieben, werden eine Fe-Ni-Legierungsplatte und eine Fe-Ni-Co-Legierungsplatte für eine Schatten-Maske, die eine durch die vorliegende Erfindung angestrebte ausgezeichnete Pressformbarkeit und Abschirmqualität aufweist, erhalten, und zwar durch Erfüllen und Einhalten der Bedingungen der Zusammensetzungsverhältnisse, des Grades der Ebenen vor der Glühbehandlung vor Pressformung, der Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav, des Grades an Austenit- Mischkorn Dmax/Dmin, der Vickers-Härte Hv und der Bedingung von 10 · Dav + 80 > Hv > 10 · Dav + 50, welche Bedingungen gemäß der vorliegenden Erfindung spezifisch festgelegt sind.
Wie oben im Detail beschrieben, zeigen und ergeben die Fe-Ni- und Fe-Ni-Co-Legierungsplatten für eine Schatten-Maske der vorliegenden Erfindung eine ausgezeichnete Pressformbarkeit, auch wenn sie vor Pressformung bei einer relativ niedrigen Temperatur unterhalb 800ºC geglüht werden. Die ausgezeichnete Pressformbarkeit schließt ein gutes Formfixiervermögen, gute Anpassung an Matrizen und geringeres Auftreten von Brüchen auf der Legierungsplatte beim Pressformen ein. Ausgezeichnete Abschirmqualität wird ebenfalls gewährleistet, und zwar ohne Partial-Farb-Phasenverschiebung. Ferner zeigt und ergibt die Legierungsplatte der vorliegenden Erfindung die notwendige Ätzbarkeit und Pressformbarkeit, auch bei Glühen vor Pressformung vor dem Ätzen. Daher eliminiert eine vorgelagerte Glühbehandlung auf der Legierungsplatte die Glühbehandlung vor einer Pressformung beim Kathodenstrahlröhren-Hersteller. Diese Verfahrensoptimierung gibt Verwertern und Anwendern der Legierungsplatten einen großen wirtschaftlichen Vorteil an die Hand. Tabelle 1 Tabelle 2 Tabelle 3 Tabelle 4 Tabelle 5

Bevorzugte Ausführungsform 2

Eine Legierungsplatte, bestehend aus Fe, Ni, Cr, Si, B, O, N und aus Sb, und eine Legierungsplatte, bestehend aus Fe, Ni, Cr, Co, Si, B, O, N und aus Sb, der vorliegenden Erfindung werden im folgenden beschrieben.
Der Grund, warum die jeweiligen Zusammensetzungen der vorliegenden Erfindung spezifisch eingegrenzt sind, wird nun beschrieben.
Eine Fe-Ni-Legierungsplatte für Schatten-Masken sollte eine Obergrenze des durchschnittlichen Wärmeausdehnungskoeffizient von 3,0 · (1/10&sup6;)/ºC im Temperaturbereich von 30 bis 100ºC zur Verhinderung der Farb-Phasenverschiebung aufweisen. Der Wärmeausdehnungskoeffizient hängt vom Ni-Gehalt der Legierung ab; und der Ni-Gehalt, der die oben spezifisch festgelegte Obergrenze des durchschnittlichen Wärmeausdehnungskoeffizient erfüllt, beträgt 34 bis 38 Gew.-%. Demzufolge beträgt der Ni- Gehalt eben 34 bis 38 Gew.-%. Für einen noch niedrigeren durchschnittlicheren Wärmeausdehnungskoeffizient wird der Ni- Gehalt vorzugsweise auf 35 bis 37 und am meisten bevorzugt auf 37,5 bis 36,5 Gew.-% eingestellt. Gewöhnlich enthalten Fe-Ni- Legierungen Co bis zu einem gewissen Ausmaß als eine unvermeidbare Verunreinigung, und ein Co-Gehalt von 1 Gew.-% oder weniger beeinflusst die Eigenschaften der Legierung nur sehr wenig, wobei der oben spezifizierte Bereich des Ni- Gehalts akzeptabel ist.
Allerdings muss in einer Fe-Ni-Legierung, die Co mit mehr als 1 bis 7 Gew.-% enthält, der Ni-Gehalt in einem Bereich von 28 bis 38 Gew.-% eingegrenzt sein, um die oben beschriebene Bedingung des durchschnittlichen Wärmeausdehnungskoeffizient zu erfüllen. Daher wird, falls der Co-Gehalt mehr als 1 bis 7 Gew.-% beträgt, der Ni-Gehalt spezifisch in einem Bereich von 28 bis 38 Gew.-% festgelegt. Durch Einstellen des Co-Gehalts auf einen Bereich von 3 bis 6 Gew.-% und des Ni-Gehalts auf einen Bereich von 30 bis 33 Gew.-% sind überlegene Eigenschaften erhältlich, die einen niederen durchschnittlichen Wärmeausdehnungskoeffizient ergeben. Übersteigt der Co-Gehalt 7 Gew.-%, verschlechtert sich der Wärmeausdehnungskoeffizient, es ist somit die Obergrenze des Co-Gehalts spezifisch auf 7 Gew.-% festgelegt.
Chrom verbessert die Korrosionsbeständigkeit der Legierung, verschlechtert sich aber, gemäß Anstieg, beim Wärmeausdehnungskoeffizient. Bei Anpassung der Legierung an die Erfordernisse, einen Ordnungsgrad der Ebenen, eine Korngröße und Härte aufzuweisen, um die Bedingung der vorliegenden Erfindung zu erfüllen, welche unten beschrieben wird, lässt sich ein Verbesserungseffekt bei der Korrosionsbeständigkeit erreichen, wenn die Legierung einen Cr-Gehalt von 0,01 Gew.-% oder mehr aufweist. Übersteigt andererseits der Cr-Gehalt 3 Gew.-%, vermag die Legierung nicht den durch die vorliegende Erfindung spezifizierten durchschnittlichen Wärmeausdehnungskoeffizient zu ergeben. Ein Chrom-Gehalt von weniger als 0,01 Gew.-% ergibt keinen Verbesserungseffekt bei der Korrosionsbeständigkeit. Daher sind die Ober- und Untergrenze des Cr-Gehalts spezifisch auf 3,0 bzw. 0,01 Gew.-% festgelegt.
Sauerstoff ist eine der unvermeidbaren Verunreinigungen. Erhöhter Gehalt von O lässt den nicht-metallischen Oxid- Einschluss in der Legierung ansteigen, wodurch das Wachstum der Kristallkörner beim Glühen vor Pressformung unterdrückt wird. Insbesondere bei der Temperatur unterhalb 800ºC unterdrückt der O-Einschluss das Kornwachstum. Übersteigt der O-Gehalt 0,004 Gew.-%, wird das Wachstum der Körner deutlich gestört, und die durch die vorliegende Erfindung angestrebte Pressformungsqualität ist nicht erhältlich. Insofern ist in der vorliegenden Erfindung die Obergrenze des O-Gehalts spezifisch auf 0,004 Gew.-% festgelegt. Die Untergrenze des O- Gehalts ist nicht besonders eingegrenzt, sie wird aber in aller Regel aus Wirtschaftlichkeitsgründen des Ingot- Herstellverfahrens bei 0,0001 Gew.-% ausgewählt.
B verbessert die Heißbearbeitungseigenschaften der Legierung. Eine überschüssige Menge von B verursacht allerdings die Segregation von B an der Grenzfläche umkristallisierter Körner, die sich beim Glühen vor der Pressformung bilden, was die freie Migration von Korn-Grenzflächen inhibiert und zur Unterdrückung des Kornwachstums und zur Nicht-Erfüllung der notwendigen 0,2 Gew.-%-Dehngrenze nach dem Glühen vor der Pressformung führt. Unter der Glühbehandlung vor der Pressformung bei relativ niedriger Temperatur, die in der vorliegenden Erfindung spezifisch festgelegt ist, wird dann das Kornwachstum stark unterdrückt, und dies wirkt sich auch nicht einheitlich auf alle Körner aus. Als Ergebnis tritt eine starke Mischkorn-Struktur auf, die mit einer unregelmäßigen Ausdehnung des Materials beim Pressformen einhergeht, was wiederum eine verschwommene Peripherie der durchstoßenen Löcher auf den Schatten-Masken verursacht. Ein Bor-Gehalt von mehr als 0,005 Gew.-% steigert die Unterdrückung des Kornwachstums deutlich, und die durch die vorliegende Erfindung angestrebte Pressformbarkeit kann nicht erhalten werden. Auch tritt das Problem einer verschwommenen Peripherie der durchstoßenen Löcher auf. Daher ist in der vorliegenden Erfindung die Obergrenze des B-Gehalts spezifisch auf 0,005 Gew.-% festgelegt. Aus oben beschriebenem Grunde beträgt ein bevorzugterer B-Gehalt 0,001 Gew.-% oder weniger.
Silizium wird als Deoxidierelement bei der Ingot-Herstellung der Legierung zugefügt. Übersteigt der Si-Gehalt 0,2 Gew.-%, wird ein Oxidfilm von Si auf der Oberfläche der Legierung beim Glühen vor der Pressformung gebildet. Der Oxidfilm verschlechtert das Anpassungsvermögen an die Matrizen beim Pressformen und ergibt einen Abrieb der Matrizen durch die Legierungsplatte. Daher ist die Obergrenze des Si-Gehalts spezifisch auf 0,2 Gew.-% festgelegt. Eine weitere Herabsetzung des Si-Gehalts verbessert die Anpassung von Matrizen und Legierungsplatte. Die Untergrenze des Si-Gehalts ist nicht unbedingt spezifisch festgelegt, ungefähr 0,001 Gew.-% sind aber die eigentliche Untergrenze aus Gründen der Wirtschaftlichkeit des Ingot-Herstellverfahrens.
Stickstoff ist ein Element, das unvermeidlich in die Legierung beim Ingot-Herstellverfahren gelangt. Ein Stickstoff-Gehalt von 0,003 Gew.-% oder mehr verursacht die Konzentrierung von N an der Oberfläche der Legierung beim Glühen vor Pressformung und ergibt Nitrid. Das Nitrid verschlechtert das Anpassungsvermögen der Legierung an die Matrizen beim Pressformungsverfahren und verursacht einen Abrieb der Matrizen durch die Legierungsplatte. Daher ist der N-Gehalt spezifisch auf 0,003 Gew.-% oder weniger festgelegt. Obwohl die Untergrenze des N-Gehalts nicht unbedingt definiert ist, sind ungefähr 0,0001 Gew.-% die eigentliche Untergrenze aus Gründen der Wirtschaftlichkeit des Ingot-Herstellverfahrens.
Antimon ist ein Element eines unvermeidbaren Einschlusses, und ein Sb-Gehalt von mehr als 0,05 Gew.-% stört das Wachstum der Legierungskörner der vorliegenden Erfindung, wodurch inhibiert wird, dass eine durch die vorliegende Erfindung angestrebte Korngröße erhalten wird. Daher ist die Obergrenze des Sb- Gehalts spezifisch auf 0,05 Gew.-% festgelegt.
Bezüglich der weiteren oben beschriebenen Elemente sind der bevorzugte Bereich von C 0,0001 bis 0,010 Gew.-% und derjenige von Mn 0,001 bis 0,5 Gew.-%.
Zur Verbesserung des Formfixiervermögens, der Unterdrückung von Bruchbildung auf einer Legierungsplattenoberfläche beim Pressformen und zur Verhinderung der Bildung einer verschwommenen Peripherie von durchstoßenen Löchern einer hergestellten Schatten-Maske ist es notwendig, zusätzlich zu den oben spezifisch festgelegten Zusammensetzungsbereichen, den spezifischen Bereich für jeden Wert der Durchschnitts- Austenit-Korngröße Dav, vor dem Glühen vor Pressformung, des Verhältnisses der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit- Körner Dmax/Dmin und der Vickers-Härte Hv zu definieren, und es ist ferner notwendig, die Beziehung zwischen Vickers-Härte Hv und Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav so einzugrenzen, dass eine spezifische Korrelation gilt und erfüllt wird.
Fig. 1 zeigt den Effekt der Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav und der Vickers-Härte Hv vor der Glühbehandlung vor der Pressformung auf die Pressformbarkeit. In diesem Fall wies die Legierungsplatte die in der vorliegenden Erfindung spezifizierte Zusammensetzung und die Werte des Verhältnisses der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner Dmax/Dmin, vor der Glühbehandlung vor der Pressformung, und den Grad einer jeden Ebene im in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereich auf, und es wurde die Legierungsplatte vor Pressformung bei einer Temperatur von unterhalb 800ºC geglüht und anschließend pressgeformt. Gemäß Fig. 1 vermag der Wert von Dav von weniger als 10,5 um das Kornwachstum in einer Legierungsplatte beim Glühen vor der Pressformung unter der gemäß der vorliegenden Erfindung angestrebten Temperaturbedingung von unterhalb 800ºC nicht zu steigern, und er erhöht die Rückfederung und ergibt ein nur geringwertiges Formfixiervermögen wegen ungenügendem Wachstum der Körner. Andererseits behindert der Wert von Dav von mehr als 15,0 um die Umkristallisation beim Glühen vor Pressformung und ergibt ein nur geringwertiges Formfixiervermögen wegen ungenügender Umkristallisation.
Die Vickers-Härte Hv ist hauptsächlich durch das Herabsetzungsverhältnis des Kaltwalzvorgangs bestimmt. Der Wert von Hv von weniger als 165 vermag keine genügende Spannung auf die Legierungsplatte zu übertragen und ergibt eine nur schwache treibende Kraft zur Umkristallisation beim Glühen vor Pressformung. Das Ergebnis ist eine ungenügende Umkristallisation, was die Legierungsplatte in einem ziemlich harten und starren Zustand hinterlässt, sogar nach der Glühbehandlung vor der Pressformung. Als Ergebnis ist das Formfixiervermögen nur gering. Wird andererseits eine überschüssige Spannung auf die Legierungsplatte übertragen, um eine Hv von mehr als 220 zu induzieren, wird die treibende Kraft zur Umkristallisation beim Glühen vor Pressformung stark, was eine übermäßige Häufigkeit der Bildung von Kernen bei der Umkristallisation ergibt. Daher werden die Körner fein nach dem Glühen vor der Pressformung, um das Formfixierverfahren herabzusetzen.
Fig. 1 zeigt auch, dass eine ausgewogene Umkristallisation beim Glühen vor Pressformung bewerkstelligt wird, indem die Beziehung zwischen Vickers-Härte Hv und Durchschnitts- Austenit-Korngröße Dav eingehalten wird. Eine große Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav, vor dem Glühen vor Pressformung, bedarf einer großen Spannung, um eine genügende treibende Kraft beim Glühen vor der Pressformungsstufe zu erhalten. Demzufolge muss die Untergrenze der Vickers-Härte Hv definiert sein, und zwar in Abhängigkeit von der entsprechenden Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav. Da andererseits eine kleinere Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav eine größere Anzahl von Nukleierungsstellen zeigt und ergibt, muss auch die Obergrenze der Vickers-Härte Hv definiert sein, und zwar in Abhängigkeit von der entsprechenden Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav, um die Erzeugung feiner Körner nach dem Glühen vor der Pressformung zu verhindern. Gemäß Fig. 1 ist sogar bei einer Vickers-Härte Hv von 165 oder mehr, falls die Gleichung von [Hv < 10 · Dav + 50] erfüllt wird, dann die treibende Kraft zur Umkristallisation bei der Glühbehandlung vor der Pressformung fast ein wenig zu klein, und eine genügende Umkristallisation kann nicht erreicht werden. Deshalb bleibt das Material hart und starr, sogar nach der Glühbehandlung vor der Pressformung, und auch das Formfixiervermögen ist nur geringwertig. Ebenso ist auch bei einer Vickers-Härte Hv von 220 oder weniger, falls die Gleichung von [Hv > 10 · Dav + 80] erfüllt wird, dann die treibende Kraft zur Umkristallisation bei der Glühbehandlung bei der Pressformung fast ein wenig zu groß, und die Körner werden fein nach der Glühbehandlung vor der Pressformung, und das Formfixiervermögen ist geringwertig.
Fig. 2 zeigt den Effekt des Verhältnisses der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner Dmax/Dmin, vor der Glühbehandlung vor der Pressformung, auf die verschwommene Peripherie der durchstoßenen Löcher der hergestellten Schatten-Masken. In diesem Fall wies die Legierungsplatte die in der vorliegenden Erfindung spezifizierte Zusammensetzung und die Werte der Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav, vor der Glühbehandlung vor der Pressformung, der Vickers-Härte Hv und des Grades einer jeden Ebene im in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereich auf, und es wurde die Legierungsplatte vor der Pressformung bei einer Temperatur von unterhalb 800ºC geglüht und anschließend pressgeformt. Gemäß Fig. 2, wenn das Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner Dmax/Dmin 15 übersteigt, wird die geätzte Lochgröße unregelmäßig und induziert eine verschwommene Peripherie eines durchstoßenen Lochs. Ein kleinerer Dmax/Dmin- Wert ist günstiger, und die Untergrenze des Dmax/Dmin-Werts ist spezifisch auf 1 festgelegt.
Gemäß der obigen Überlegungen sind in der vorliegenden Erfindung die Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav, vor der Glühbehandlung vor der Pressformung, in einem Bereich von 10,5 bis 15,0 um, das Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner Dmax/Dmin (welches Verhältnis nachfolgend einfach als "Grad an Austenit-Mischkorn" bezeichnet wird) in einem Bereich von 1 bis 15 und die Vickers-Härte Hv in einem Bereich von 165 bis 220 spezifisch festgelegt, und es gilt auch die folgende spezifische Gleichung:
10 · Dav + 80 ≥ Hv ≥ 10 · Dav + 50,
um das Kornwachstum beim Glühen vor Pressformung zu steigern, das Formfixiervermögen zu verbessern und die Bildung einer verschwommenen Peripherie von durchstoßenen Löchern hergestellter Schatten-Masken zu unterdrücken.
Zur Verhinderung der Bruchbildung beim Pressformen und zur Verhinderung der Bildung einer verschwommenen Peripherie von durchstoßenen Löchern und einer Partial-Farb- Phasenverschiebung auf den hergestellten Schatten-Masken, welche die Aufgabenstellungen der vorliegenden Erfindung sind, ist es wichtig, den Grad der Ebenen auf der Legierungsplattenoberfläche vor der Glühbehandlung vor der Pressformung, neben den oben spezifisch festgelegten Eingrenzungen, spezifisch einzugrenzen.
Die Erfinder haben herausgefunden, dass die Steuerung des Grades der {211}-Ebene auf der Legierungsplattenoberfläche vor der Glühbehandlung vor der Pressformung in wirksamer Weise die Bruchbildung beim Pressformen und die Steuerung des Grades der {100}- und der {110}-Ebene die Bildung einer verschwommenen Peripherie durchstoßener Löcher auf den hergestellten Schatten-Masken und die Steuerung des Grades der {111}-, {311}-, {331}- und der {210}-Ebene die Partial-Farb- Phasenverschiebung auf den hergestellten Schatten-Masken unterdrücken.
Konkret gesagt, gilt, dass, wenn der Grad der {211}-Ebene 20% übersteigt, die Legierungsplatte Brüche beim Pressformen erzeugt.
Übersteigen die jeweiligen Grade der {111}-, {311}-, {331}- und der {210}-Ebenen 14, 20, 20 bzw. 20%, verformt sich die geätzte Lochform beim Pressformen, was eine Partial-Farb- Phasenverschiebung induziert.
Die Steuerung des Grades der {100}- und der {110}-Ebene ist notwendig zur Eingrenzung des Grades an Austenit-Mischkorn Dmax/Dmin innerhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifisch festgelegten Bereichs. Übersteigen der Grad der {100}-Ebene 75% oder der Grad der {110}-Ebene 40%, übersteigt dann der Grad an Austenit-Mischkorn 15. In diesem Fall schreitet die Umkristallisation beim Glühen vor der Pressformung nicht einheitlich voran, und die Körner nehmen nach der Glühbehandlung vor der Pressformung einen Mischzustand an, was die Bildung einer verschwommenen Peripherie der durchstoßenen Löcher auf den hergestellten Schatten-Masken verursacht. Beträgt der Grad der {100}-Ebene weniger als 5%, übersteigt der Grad der {110}-Ebene 40%. Beträgt der Grad der {110}-Ebene weniger als 5%, übersteigt der Grad der {110}-Ebene 75%. In beiden Fällen übersteigt der Grad an Austenit-Mischkorn Dmax/Dmin 15 und verursacht die Bildung einer verschwommenen Peripherie der durchstoßenen Löcher auf den hergestellten Schatten-Masken.
Fig. 3 zeigt die Beziehung zwischen dem Grad der {100}-Ebene und dem Grad an Austenit-Mischkorn Dmax/Dmin. Gemäß Fig. 3 lässt sich der Grad an Austenit-Mischkorn innerhalb eines Bereichs von 1 bis 15 durch Steuerung des Grades der {100}- Ebene innerhalb eines Bereichs von 5 bis 75% steuern. Der Grad an Mischkorn wird durch Steuerung des Grades der {100}-Ebene innerhalb eines weiter eingegrenzten Bereichs von 8 bis 46% zur wirksameren Unterdrückung der Bildung einer verschwommenen Peripherie eines durchstoßenen Lochs noch weiter herabgesetzt. Aus den obigen Überlegungen ergibt sich, dass die vorliegende Erfindung den Grad einer jeden Ebene auf der Legierungsplatte vor der Glühbehandlung vor der Pressformung spezifisch festlegt, wie im folgenden aufgelistet:
Grad der {111}]-Ebene: 14% oder weniger
Grad der {100}-Ebene: 5 bis 75%
Grad der {110}-Ebene: 5 bis 40%
Grad der {311}-Ebene: 20% oder weniger
Grad der {331}-Ebene: 20% oder weniger
Grad der {210}-Ebene: 20% oder weniger
Grad der {211}-Ebene: 20% oder weniger.
Der Wert der oben angegebenen Grade ist der Relativwert einer jeden Ebene zum Gesamt-Grad der Ebenen {111}, {100}, {110}, {311}, {331}, {210} und {211}.
Der Grad einer jeden Ebene wird aus dem Grad einer jeden Ebene ermittelt, dividiert durch die Summe der Grade der Ebenen {111}, {100}, {110}, {311}, {331}, {210} und {211}, und er wird als Prozentsatz ausgedrückt.
Der Wert des Grades einer jeden Ebene {111}, {100}, {110}, {311}, {331}, {210} und {211}, vor der Glühbehandlung vor der Pressformung, welcher gemäß der vorliegenden Erfindung spezifisch festgelegt ist, wird im Normalfall durch Auswahl ausgewogener Bedingungen der Behandlungsstufe nach der Heißwalzstufe erhalten.
Wird beispielsweise eine Legierungsplatte der vorliegenden Erfindung durch Heißwalzen eines Rohblocks erzeugt, der durch Rohblockbildung oder kontinuierlichen Guss hergestellt wurde, worauf eine Abfolge einer Glühbehandlung der heißgewalzten Platte, einer ersten Kaltwalzstufe, einer Umkristallisationsglühstufe, einer zweiten Kaltwalzstufe, einer Umkristallisationsglühstufe, einer Endbehandlungs- Kaltwalzstufe und einer Spannungsabbauglühbehandlung abläuft, sind die wirksamen Bedingungen zum Erhalt des oben definierten Grades der Ebenen die Steuerung der Glühtemperatur bei der Glühbehandlung der heißgewalzten Plattenstufe bei einem ausgewogenen Niveau im Bereich von 910 bis 990ºC und ferner die Auswahl optimaler Bedingungen beim Kaltwalzen, Umkristallisationglühen, Endbehandlungs-Kaltwalzen und beim Spannungsabbauglühen.
Zum Erhalt des durch die vorliegende Erfindung spezifizierten Grades der Ebenen ist die einheitliche Hitzebehandlung eines Rohblocks nach Luppen oder nach kontinuierlichem Guss nicht bevorzugt. Wird beispielsweise die einheitliche Hitzebehandlung bei 1200ºC oder einer höheren Temperatur 10 h lang oder länger durchgeführt, erfüllt der Grad einer oder mehrerer der Ebenen {111}, {100}, {110}, (311}, {331}, {210} und {211} die spezifischen Bedingungen der vorliegenden Erfindung nicht. Daher sollte solch eine einheitliche Hitzebehandlung vermieden werden.
Weitere Maßnahmen zur Erfüllung des durch die vorliegende Erfindung spezifizierten Grades der Ebenen können angewandt werden, eine Quensch-Behandlung (Abschrecken) zur Verfestigung und eine Gefügesteuerung durch die Steuerung der Umkristallisation bei der Heißbearbeitung sind einige der Beispiele anwendbarer Maßnahmen.
Die Legierungsplatte der vorliegenden Erfindung kann vor der Pressformung vor der Foto-Ätzstufe geglüht werden. Wird die Glühbehandlung vor der Pressformung bei relativ niedriger Temperatur durchgeführt, was eine Bedingung der vorliegenden Erfindung ist, verschlechtert sich die Qualität der Foto- Ätzung nicht. In einem herkömmlichen Material wird, falls die Foto-Ätzung nach der Glühbehandlung vor der Pressformung bei einer durch die vorliegende Erfindung spezifizierten relativ niedrigen Temperatur durchgeführt wird, die Qualität der Foto- Ätzung verschlechtert, und es wird somit die Glühbehandlung vor der Pressformung eigentlich nicht vor der Foto-Ätzung durchgeführt. Andererseits akzeptieren die Materialien der vorliegenden Erfindung die Foto-Ätzung auch nach einer Glühbehandlung vor der Pressformung, ohne dass sich die Ätzungsleistung verschlechtert.

Beispiel 2

Die Erfinder stellten die Legierungen Nrn. 1 bis 23 mit den in Tabelle 6 angegebenen Zusammensetzungen durch Schöpfraffinierung her. Die Legierungen Nrn. 1 bis 13 wurden ferner kontinuierlich gegossen, um die kontinuierlich gegossenen Brammen zu erhalten, und die Legierungen Nrn. 18 bis 23 wurden geformt, um Ingots zu erhalten, die dann angepasst und geluppt wurden, um die Brammen herzustellen. Diese Brammen wurden oberflächenbehandelt und in einen Ofen gegeben, um bei 1100ºC 3 h lang erhitzt zu werden, worauf sie heißgewalzt wurden, um heißgewalzte Platten zu erhalten. Die Legierungen Nrn. 14 bis 17 wurden direkt zu gegossenen Platten gegossen, die dann im Temperaturbereich von 1000 bis 1300ºC bei einem Herabsetzungsverhältnis von 30% heißgewalzt und bei 750ºC aufgespult wurden, um heißgewalzte Platten zu erhalten.
Aus diesen heißgewalzten Platten der Legierungen Nrn. 1 bis 23 wurden die Legierungsplatten Nrn. 1 bis 34 hergestellt, die in Tabelle 7 und 8 angegeben sind.
In Tabelle 7 und 8 stellen Dmax die Maximal-Austenit-Korngröße und Dmin die Minimal-Austenit-Korngröße in der Legierungsplatte dar. Tabelle 7 Tabelle 8
Die Legierungsplatten der Materialien Nrn. 1 bis 21 und 27 bis 30, die aus den heißgewalzten Legierungsplatten Nrn. 1 bis 21 hergestellt waren, wiesen eine Dicke von 0,13 mm auf und wurden mit dem im folgenden angegebenen Verfahren (1) erzeugt. (1) Glühen der heißgewalzten Platte im Temperaturbereich von 910 bis 990ºC - erstes Kaltwalzen - Umkristallisationsglühen im Temperaturbereich von 860 bis 940ºC, 125 s lang - zweites Kaltwalzen - Umkristallisationsglühen im Temperaturbereich von 860 bis 940ºC, 125 s lang - Endbehandlungskaltwalzen bei einem Herabsetzungsverhältnis von 15% - Spannungsabbauglühen bei 530ºC, 30 s lang.
Die Legierungsplatten der Materialien Nrn. 22 bis 26, die aus den heißgewalzten Platten der Legierungen Nrn. 22 bis 26 hergetellt waren, wiesen eine Dicke von 0,13 mm auf und wurden mit dem im folgenden angegebenen Verfahren (2) erzeugt.
(2) Erstes Kaltwalzen bei einem Herabsetzungsverhältnis von 92,5% - Umkristallisationsglühen bei 850ºC 60 s lang, Endbehandlungs-Kaltwalzen bei einem Herabsetzungsverhältnis von 15% - Spannungsabbauglühen bei 530ºC 30 s lang.
Die Legierungsplatte aus Material Nr. 23, die aus der heißgewalzten Platte der Legierung Nr. 23 hergestellt war, wies eine Dicke von 0,13 mm auf und wird mit dem im folgenden angegebenen Verfahren (3) erzeugt.
(3) Glühen der heißgewalzten Platte bei 970ºC - erstes Kaltwalzen - Umkristallisationsglühen bei 860ºC 30 s lang - zweites Kaltwalzen - Umkristallisationsglühen bei 860ºC 30 s lang - Endbehandlungs-Kaltwalzeh - Spannungsabbauglühen bei 530ºC 30 s lang.
Die Legierungsplatte aus Material Nr. 23, die aus der heißgewalzten Platte der Legierung Nr. 1 hergestellt war, wies eine Dicke von 0,13 mm auf und wurde mit dem im folgenden angegebenen Verfahren (4) erzeugt.
(4) Glühen der heißgewalzten Platte bei 950ºC - erstes Kaltwalzen bei einem Herabsetzungsverhältnis von 74% - Umkristallisationsglühen bei 950ºC. 180 s lang - zweites Kaltwalzen bei einem Herabsetzungsverhältnis von 40% - Umkristallisation bei 950ºC 180 s lang - Endbehandlungs- Kaltwalzen bei einem Herabsetzungsverhältnis von 15% - Spannungsabbauglühen bei 530ºC 30 s lang.
Die Legierungsplatte aus Material Nr. 25, die aus der heißgewalzten Platte der Legierung Nr. 1 hergestellt war, wies eine Dicke von 0,13 mm auf und wurde mit dem im folgenden angegebenen Verfahren (5) erzeugt.
(5) Glühen der heißgewalzten Platte bei 950ºC - erstes Kaltwalzen - Umkristallisationsglühen bei 800ºC 30 s lang - zweites Kaltwalzen - Umkristallisationsglühen bei 800ºC 30 s lang - Endbehandlungs-Kaltwalzen - Spannungsabbauglühen bei 530ºC 30 s lang.
Die Legierungsplatten aus Materialien Nrn. 31 und 33, die aus der heißgewalzten Platte der Legierung Nr. 4 hergestellt waren, und die Legierungsplatte aus Material Nr. 32, die aus der heißgewalzten Platte der Legierung Nr. 3 hergestellt war, und die Legierungsplatte aus Material Nr. 34, die aus der heißgewalzten Platte der Legierung Nr. 7 hergestellt war, wiesen eine Dicke von 0,13 mm auf und wurden mit dem im folgenden angegebenen Verfahren (6) erzeugt.
(6) Erstes Kaltwalzen - Umkristallisationsglühen im Temperaturbereich von 860 bis 940ºC 125 s lang - zweites Kaltwalzen - zweites Umkristallisationsglühen im Temperaturbereich von 860 bis 940ºC 125 s lang - Endbehandlungs-Kaltwalzen - Spannungsabbauglühen bei 35ºC 30 s lang.
Alle diese erzeugten heißgewalzten Platten zeigten und ergaben hinreichende Umkristallisation nach Glühbehandlung.
Die Legierungsplatten aus den Materialien Nrn. 1 bis 12 und 15 bis 34, die mit den oben beschriebenen Behandlungsstufen hergestellt waren, wurden geätzt und zu Flach-Masken geformt (Schatten-Masken vor der Pressformung). Die Flach-Masken wurden vor Pressformung bei 770ºC 45 min lang geglüht, worauf sie pressgeformt wurden. Die Pressformbarkeit wurde bei dieser Verfahrensstufe getestet. Die Partial-Farb-Phasenverschiebung wurde nach Schwärzung der pressgeformten Schatten-Masken gemessen, die in Kathodenstrahlröhren eingebaut und mit einem Elektronenstrahl auf ihrer Oberfläche bestrahlt wurden. Die Legierungsplatten aus den Materialien Nrn. 13 und 14 wurden vor Pressformung bei 795ºC 3 min lang geglüht, worauf sie geätzt und zu Flach-Masken geformt wurden. Diese Flach-Masken wurden pressgeformt, um deren Pressformbarkeit zu ermitteln. Diese Legierungen wurden auch bezüglich der Partial-Farb- Phasenverschiebung mit dem gleichen Verfahren wie vorher überprüft.
In Tabelle 7 und 8 sind die Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav, vor Glühen vor Pressformung, der Grad an Austenit- Mischkorn Dmax/Dmin, die Vickers-Härte Hv und die Angabe des Vorzeichens von [10 · Dav + 80 - Hv] und von [Hv - 10 · Dav - 50] angegeben. In Tabelle 10 und 11 sind der Grad einer jeden Ebene auf der Plattenoberfläche vor der Glühbehandlung vor der Pressformung, die Pressformbarkeit, die Partial-Farb- Phasenverschiebung und die Korrosionsbestandigkeit angegeben.
In Tabelle 9 und 10 sind die Kriterien zur Bewertung des Formfixiervermögens, der Anpassung von Matrizen und Legierungsplatte und der verschwommenen Peripherie eines durchstoßenen Lochs die folgenden.
Bezüglich des Formfixiervermögens bedeuten die Zeichen "O" "sehr gut" "O" "gut" und "X" "ziemlich gering".
Bezüglich der Anpassung von Matrizen und Legierungsplatte bedeuten die Zeichen "O" "gut, ohne Eisenzeichen", "Δ" "ziemlich gering, mit einigen Eisenzeichen", und "X" "gering, mit vielen Eisenzeichen".
Bezüglich der verschwommenen Peripherie eines durchstoßenen Lochs bedeuten die Zeichen "O" "definitiv keine", "O" "keine", "Δ" "einige" und "X" "erzeugt".
Die Lochfraß-Häufigkeit ist die Anzahl von Korrosionsflecken pro 1 cm² der Legierungsoberfläche, bestimmt mit dem Salzwasser-Sprühtest 50 h lang gemäß JIS Z 2371. Tabelle 9 Tabelle 10
Gemäß Tabellen 7 bis 9 erfüllten die Fe-Ni-Legierungsplatten der Materialien Nrn. 1 bis 13 die durch die vorliegende Erfindung spezifisch festgelegten Bedingungen, die den Grad der Ebenen {111}, {100}, {110}, {311}, {331}, {210} und {211}, die Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav, den Grad des Austenit-Mischkorns Dmax/Dmin, die Wickers-Härte Hv und die Bedingung der Gleichung [10 · Dav + 80 > Hv > 10 · Dav + 50] einschließen. Alle diese Fe-Ni-Legierungsplatten ergaben eine ausgezeichnete Pressformbarkeit, ohne eine Partial-Farb- Phasenverschiebung zu ergeben.
Auch die Fe-Ni-Co-Legierungsplatten der Materialien Mm. 14 bis 17 erfüllten die durch die vorliegende Erfindung spezifisch festgelegten Bedingungen. Alle diese Fe-Ni-Co- Legierungsplatten ergaben eine ausgezeichnete Pressformbarkeit, ohne eine Partial-Farb-Phasenverschiebung zu ergeben.
Die Legierungsplatten der Materialien Nrn. 13 und 14 wurden vor der Pressformung vor dem Ätzen geglüht. Sogar unter diesen Verfahrensbedingungen ergaben sich für diese Legierungsplatten · die optimalen Funktionen als Schatten-Maske.
Alle diese Legierungsplatten der Materialien Nrn. 1 bis 17 wiesen ganz klar überlegene Eigenschaften gegenüber denjenigen der Vergleichsmaterialien auf, die nun beschrieben werden. Die Legierungsplatte des Vergleichsmaterials Nr. 18 enthielt Si in größerer Menge als die Untergrenze der vorliegenden Erfindung von 0,2 Gew.-%. Die Legierungsplatte des Vergleichsmaterials Nr. 20 enthielt mehr N als die Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 0,003 Gew.-%. Beide Legierungsplatten ergaben ein Problem beim Anpassungsvermögen mit den Matrizen bei der Pressformung.
Die Legierungsplatte des Vergleichsmaterials Nr. 19 enthielt mehr O als die Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 0,004 Gew.-%. Die Legierungsplatte des Vergleichsmaterials Nr. 23 enthielt mehr Sb als die Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 0,05 Gew.-%. Beide Legierungsplatten ergaben eine Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav vor der Glühbehandlung vor dem Pressformen von weniger als der Untergrenze der vorliegenden Erfindung von 10,5 um, was ein geringes Formfixiervermögen bei der Pressformung ergab und Brüche auf der Plattenoberfläche erzeugte.
Auch die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 19 ergab einen Grad des Austenit-Mischkorns Dmax/Dmin von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 15, so dass dies zur Bildung einer verschwommenen Peripherie eines durchstoßenen Lochs führte.
Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 20 enthielt Co mit weniger als der Untergrenze der vorliegenden Erfindung von 0,001 Gew.-%, und die Korrosionsbeständigkeit war somit deutlich geringer als die der Beispiele der vorliegenden Erfindung.
Die Legierungsplatte des Vergleichsmaterials Nr. 21 enthielt mehr B als die Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 0,005 Gew.-%, so dass die Durchschnitts-Austenit-Korngröße Dav, vor dem Glühen vor der Pressformung, weniger als die Untergrenze der vorliegenden Erfindung von 10,5 um betrug, und es war das Formfixiervermögen gering, und es bildeten sich Brüche auf der Plattenoberfläche. Die Legierungsplatte aus Material Nr. 21 wies einen Grad des Austenit-Mischkorns Dmax/Dmin von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 15 auf, so dass eine verschwommene Peripherie am durchstoßenen Loch auftrat.
Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 22 wurde mit dem im folgenden beschriebenen Verfahren (7) ohne die Anwendung einer Heißwalzglühstufe erzeugt. Das angewandte Verfahren ist das gleiche wie das in der japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 3-267320 offenbarte, das vorher beschrieben wurde.
(7) Erstes Kaltwalzen beim Verringerungsverhältnis von 92,5% - Umkristallisationsglühen bei 850ºC 60 s lang - Endbehandlungs- Kaltwalzen beim Verringerungsverhältnis von 15% - Spannungsabbauglühen bei 530ºC 30 s lang.
Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 22 ergab einen Ordnungsgrad der {100}-Ebene oberhalb der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 75%, und sie ergab auch einen Ordnungsgrad der {110}-Ebene von weniger als der Untergrenze der vorliegenden Erfindung von 5%, und ferner ergab sie einen Grad des Austenit-Mischkorns Dmax/Dmin von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 15.
Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 24 wurde einer Umkristallisationsglühstufe bei 950ºC 180 s lang nach der ersten und zweiten Kaltwalzstufe unterzogen. Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 25 wurde einer Umkristallisationsglühstufe bei 800ºC 30 s lang nach der ersten und zweiten Kaltwalzstufe unterzogen. Die Legierungsplatte aus Material Nr. 24 ergab eine Durchschnitts- Austenit-Korngröße Dav, vor dem Glühen vor der Pressformung, von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 15 um und die Legierungsplatte aus Material Nr. 25 ergab einen entsprechenden Wert von weniger als der Untergrenze der vorliegenden Erfindung von 10,5 um. Beide Legierungsplatten zeigten und ergaben ein geringes Formfixiervermögen bei Pressformung.
Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 26 wurde mit dem Verfahren erzeugt, das zur Herstellung der Legierungsplatte aus Material Nr. 22 angewandt wurde. Die Legierungsplatte ergab einen Ordnungsgrad der {100}-Ebene von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 75%, einen Grad der {110}-Ebene von weniger als der Untergrenze der vorliegenden Erfindung von 5% und einen Grad des Austenit- Mischkorns Dmax/Dmin von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 15. Als Ergebnis ergab die Legierungsplatte eine verschwommene Peripherie der durchstoßenen Löcher. Daher vermag sogar eine Legierungsplatte, die die spezifischen Verhältnisse der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung erfüllt, keine ausgezeichnete Pressformbarkeit zu ergeben, wenn sie die Bedingungen der vorliegenden Erfindung bezüglich des Ordnungsgrads einer jeden Ebene und bezüglich des Grads an Austenit-Mischkorn Dmax/Dmin nicht erfüllt.
Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 27 ergab eine Vickers-Härte Hv von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 220. Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 28 ergab eine Vickers-Härte Hv von weniger als der Untergrenze der vorliegenden Erfindung von 165. Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 29 ergab eine Vickers-Härte Hv von mehr als dem durch die vorliegende Erfindung spezifisch festgelegten Wert von (10 · Dav + 80). Die Legierungsplatte aus Vergleichsmaterial Nr. 30 ergab eine Vickers-Härte Hv von weniger als dem durch die vorliegende Erfindung spezifisch festgelegten Wert von (10 · Dav + 50) Als Ergebnis ergaben alle diese Legierungsplatten nur ein geringes Formfixiervermögen.
Die Legierungsplatten aus den Vergleichsmaterialien Nrn. 31 bis 34 wurden mit dem Verfahren erzeugt, das zur Herstellung der Legierungsplatten aus den Materialien Nrn. 1 bis 21 angewandt wurde, aber ohne Durchführung einer Glühbehandlung der heißgewalzten Platte. Die Legierungsplatte aus Material 31 ergab einen Ordnungsgrad der {110}-Ebene von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 40% und einen Grad des Austenit-Mischkorns Dmax/Dmin von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 15, so dass die Platte eine verschwommene Peripherie bei den durchstoßenen Löchern erzeugte. Die Legierungsplatte aus Material Nr. 32 ergab einen Ordnungsgrad der {111}-Ebene von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 14% und einen Grad der {311}-Ebene von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 20%, so dass die Platte eine Partial-Farb-Phasenverschiebung induzierte. Die Legierungsplatte aus Material Nr. 33 ergab einen Ordnungsgrad der {211}-Ebene von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 20%, so dass die Platte Brüche auf der Plattenoberfläche erzeugte. Die Legierungsplatte aus Material Nr. 34 ergab einen Grad der {331}- und der {210}- Ebene von mehr als der Obergrenze der vorliegenden Erfindung von 20%, so dass die Platte eine Partial-Farb- Phasenverschiebung induzierte.
Wie oben im Detail beschrieben, ist eine Legierungsplatte für Schatten-Masken mit ausgezeichneter Pressformbarkeit und Abschirmqualität erhältlich, und zwar durch Herstellung einer Legierungsplatte, in welcher die in der vorliegenden Erfindung spezifisch festgelegten Bedingungen erfüllt sind, welche die Zusammensetzungsverhältnisse der Legierung, den Ordnungsgrad einer jeden Ebene der Legierungsplatte vor einer Glühbehandlung vor der Pressformung, die Durchschnitts- Austenit-Korngröße Dav, vor der Glühbehandlung vor der Pressformung, den Grad des Austenit-Mischkorns Dmax/Dmin, die Vickers-Härte Hv und die Gleichung [10 · Dav + 80 ≥ Hv ≥ 10 · Dav + 50] einschließen.
Durch die vorliegende Erfindung wird eine Legierungsplatte für eine Schatten-Maske bereitgestellt, die ein ausgezeichnetes Formfixiervermögen beim Pressformen aufweist, ein gutes Anpassungsvermögen mit Matrizen ergibt, Bruchbildung auf dem Material unterdrückt, keine verschwommene Oberfläche eines durchstoßenen Lochs verursacht, frei von Farb- Phasenverschiebung ist und Korrosionsbeständigkeit aufweist.
Die oben beschriebenen Legierungsplatten der vorliegenden Erfindung ergeben eine günstige Ätzqualität und Pressformbarkeit, sogar wenn sie vor dem Pressformen vor der Ätzung geglüht werden. Demnach ergibt sich durch die vorliegende Erfindung der zusätzliche Vorteil für die Hersteller von Kathodenstrahlröhren, dass die Glühbehandlung vor der Pressformungsstufe eliminiert werden kann, wenn der Lieferant der Legierungsplatten im voraus die Glühbehandlungsstufe vor der Pressformung durchführt.

Claims

1. Legierungsplatte, bestehend aus 28 bis 38 Gew.-% Ni, 0,07 Gew.-% oder weniger Si, mehr als 1 bis 7 Gew.-% Co, 0,001 Gew.-% oder weniger B, 0,003 Gew.-% oder weniger O, 0,002 Gew.-% oder weniger N, gegebenenfalls 0,0001 bis 0,0040 Gew.-% C, gegebenenfalls 0,001 bis 0,35 Gew.-% Mn, gegebenenfalls 0,001 bis 0,07 Gew.-% Cr und dem Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen,

wobei die Legierungsplatte vor einer Glühbehandlung vor einer Pressformung eine Durchschnitts-Austenit-Korngröße (Dav) von 10,5 bis 15,0 um, ein Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner (Dmax/Dmin) von 1 bis 15 und eine Vickers- Härte (Hv) von 165 bis 220 aufweist, und die Gleichung erfüllt:

10 · Dav + 80 ≥ Hv ≥ 10 · Dav + 50

und wobei die genannte Legierungsplatte Ordnungsgrade der Kristall-Ebenen auf der genannten Legierungsplattenoberfläche von:

14% oder weniger für die {111}-Ebene

5 bis 75% für die {100}-Ebene

5 bis 40% für die (110}-Ebene

20% oder weniger für die {311}-Ebene

20% oder weniger für die {331}-Ebene

20% oder weniger für die {210}-Ebene und von

20% oder weniger für die {211}-Ebene aufweist.

2. Legierungsplatte, bestehend aus 34 bis 38 Gew.-% Ni, 0,01 bis 3 Gew.-% Cr, 0,2 Gew.-% oder weniger Si, 0,005 Gew.-% oder weniger B, 0,004 Gew.-% oder weniger O, 0,003 Gew.-% oder weniger N, 0,05 Gew.-% oder weniger Sb, gegebenenfalls 0,0001 bis 0,010 Gew.-% C, gegebenenfalls 0,001 bis 0,5 Gew.-% Mn, gegebenenfalls 1 Gew.-% oder weniger Co und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, mit der Ausnahme der Legierungszusammensetzungen, bestehend aus 34 bis 38 Gew.-% Ni, 0,05 Gew.-% oder weniger Si, 0,0005 Gew.-% oder weniger B, 0,002 Gew.-% oder weniger O, 0,0015 Gew.-% oder weniger N, 0,05 Gew.-% oder weniger Cr, gegebenenfalls 0,0001 bis 0,005 Gew.-% C, gegebenenfalls 0,001 bis 0,35 Gew.-% Mn und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

wobei die genannte Legierungsplatte vor einer Glühbehandlung vor einer Pressformung eine Durchschnitts-Austenit-Korngröße (Dav) von 10,5 bis 15,0 um, ein Verhältnis der Maximal- zur Minimalgröße der Austenit-Körner (Dmax/Dmin) von 1 bis 15 und eine Vickers-Härte (Hv) von 165 bis 220 aufweist und die Gleichung erfüllt:

10 · Dav + 80 ≥ Hv ≥ 10 · Dav + 50

14% oder weniger für die {111}-Ebene

5 bis 75% für die {100}-Ebene

5 bis 40% für die {110}-Ebene

20% oder weniger für die {311}-Ebene

20% oder weniger für die {331}-Ebene

20% oder weniger für die {210}-Ebene und von

20% oder weniger für die {211}-Ebene aufweist.

3. Legierungsplatte, bestehend aus 28 bis 38 Gew.-% Ni, 0,01 bis 3 Gew.-% Cr, mehr als 1 bis 7 Gew.-% Co, 0,2 Gew.-% oder weniger Si, 0,005 Gew.-% oder weniger B, 0,004 Gew.-% oder weniger, 0,003 Gew.-% oder weniger N, 0,05 Gew.-% oder weniger Sb, gegebenenfalls 0,0001 bis 0,010 Gew.-% C, gegebenenfalls 0,001 bis 0,5 Gew.-% Mn und dem Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen,

10 · Dav + 80 ≥ Hv ≥ 10 · Dav + 50

14% oder weniger für die {111}-Ebene

5 bis 75% für die {100}-Ebene

5 bis 40% für die {110}-Ebene

20% oder weniger für die {311}-Ebene

20% oder weniger für die {331}-Ebene

20% oder weniger für die {210}-Ebene und von

20% oder weniger für die {211}-Ebene aufweist.

4. Legierungsplatte gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche, worin der O-Gehalt 0,0001 bis 0,003 Gew.-% beträgt.

5. Legierungsplatte gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche, worin der B-Gehalt 0,0002 Gew.-% oder weniger beträgt.

6. Legierungsplatte gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche, worin der Si-Gehalt 0,001 bis 0,07 Gew.-% beträgt.

7. Legierungsplatte gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche, worin der N-Gehalt 0,0001 bis 0,002 Gew.-% beträgt.

8. Legierungsplatte gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche, worin das Verhältnis der maximalen zur minimalen Korngröße der Austenit-Körner (Dmax/Dmin) 1 bis 10 beträgt.

9. Legierungsplatte gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche, worin der Ordnungsgrad der {100}-Ebene 8 bis 46 beträgt.

10. Legierungsplatte gemäß Anspruch 2, worin der Ni-Gehalt 35,5 bis 36,5 Gew.-% beträgt.

11. Legierungsplatte gemäß Anspruch 1 oder 3, worin der Ni- Gehalt 30 bis 33 Gew.-% und der Co-Gehalt 3 bis 6 Gew.-% betragen.

12. Legierungsplatte gemäß Anspruch 2, worin der Ni-Gehalt 35,5 bis 37 Gew.-% beträgt.

13. Verwendung einer Legierungsplatte gemäß einem der vorhergehenden Ansprüche zur Herstellung einer Schatten-Maske.