JP3367153B2 - プレス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板及びＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板、並びにその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、プレス成形性に優れ
たシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板及びＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板、並びにその製造方法
に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、カラーテレビの高品位化に伴い、
色ずれの問題に対処できるシャドウマスク用合金とし
て、３４〜３８ｗｔ％のＮｉを含有するＦｅ−Ｎｉ系合
金が使用されている。このＦｅ−Ｎｉ系合金は、シャド
ウマスク用材料として従来から使用されてきた低炭素鋼
に較べ、熱膨張率が著しく小さく、このためＦｅ−Ｎｉ
系合金で作られたシャドウマスクは、電子ビームにより
加熱されても熱膨張による色ずれの問題は生じにくい。

【０００３】通常、シャドウマスク用合金薄板は連続鋳
造法または造塊法によって得られた合金塊に、分塊圧
延、熱間圧延及び冷間圧延・焼鈍を施すことにより製造
される。また、このようにして製造されたシャドウマス
ク用合金薄板は、通常、以下のような工程によってシャ
ドウマスクに加工される。即ち、シャドウマスク用合金
薄板にフォトエッチングによって電子ビームの通過孔を
形成し（以下、このエッチングによって穿孔されたまま
のシャドウマスク用合金薄板を「フラットマスク」とい
う）、このフラットマスクに焼鈍を施した後、ブラウン
管の形状に合うように曲面形状にプレス成形し、しかる
後これをシャドウマスクに組立て、その表面上に黒化処
理を施す。

【０００４】従来、Ｆｅ−Ｎｉ系合金を冷間圧延、再結
晶焼鈍し或いは再結晶焼鈍後に軽微な仕上圧延をして製
造されたシャドウマスク用材料は、低炭素鋼のシャドウ
マスク用材料に較べて強度が高いため、エッチング穿孔
後のプレス成形性を確保するためにプレス成形前に８０
０℃以上の温度で軟化焼鈍（プレス前焼鈍）を実施し、
結晶粒を粗大化させることでその軟質化を図っている。
そして、この軟化焼鈍後に温間プレスする方法で球面成
形を行なっている。

【０００５】しかし、このように軟化焼鈍を８００℃以
上という高温で行うことは作業効率及び経済性の面で不
利であり、より低温の軟化焼鈍により８００℃以上で軟
化焼鈍した材料と同等の低強度が得られる材料の開発が
望まれている。

【０００６】このような要望に対応する技術として、特
開平３−２６７３２０号が提案されている。この技術
は、冷間圧延とこれに続く再結晶焼鈍の後、５〜２０％
の圧延率で仕上冷間圧延を実施することにより、８００
℃未満の軟化焼鈍、具体的には７３０℃×６０分の軟化
焼鈍を行うことで２００℃での０．２％耐力を９．５ｋ
ｇｆ／ｍｍ² （１０ｋｇｆ／ｍｍ² 以下）として、プレ
ス成形性の良好なレベルまで低強度化を図ろうとするも
のである。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかし、この先行技術
でも良好な温間プレス成形性を十分に満足するものとは
言い難い。すなわち、この先行技術により得られるシャ
ドウマスク用材料は、プレス成形時に金型にかじり付き
が発生し、材料の端部で割れが発生し易いという欠点が
ある。

【０００８】このような問題にも拘らず、ブラウン管メ
ーカーでは作業効率及び経済性をさらに追及するため、
軟化焼鈍の焼鈍時間を上記した温度においてより短縮化
することも試みられている。ちなみに、この場合の焼鈍
時間とは４０分以下であり、場合によっては２分といっ
た短時間処理もあり得る。しかし、このような焼鈍条件
を上記の先行技術に適用した場合、プレス成形時の金型
へのかじり付きの発生がより著しくなり、この結果材料
の割れが多発し、品質上著しい問題となる。

【０００９】また、前記Ｆｅ−Ｎｉ系合金は発銹しやす
く、シャドウマスク製造工程において発銹（点錆）が製
造歩留りを低下させ、これが問題となっているが、上記
先行技術によっても、Ｆｅ−Ｎｉ系合金の発銹性（耐食
性）の向上はみられない。

【００１０】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であり、プレス成形前の軟化焼鈍を７９０℃以下でかつ
６０分間未満という低温・短時間で実施した場合でも優
れたプレス成形性が得られ、しかも耐食性が良好なシャ
ドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板及びＦｅ−Ｎ
ｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板、並びにその製造法を提供す
ることを目的とする。

【００１１】なお、本発明において優れたプレス成形性
とは、成形時の形状凍結性が優れ、金型とのなじみが良
く（金型とのかじりがなく）、しかも材料に割れが生じ
ないことを意味する。

【００１２】

【００１３】

【課題を解決するための手段及び作用】本発明によれ
ば、第１に、Ｎｉ：３４〜３８ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０
ｗｔ％以下、Ｂ：０．００３０ｗｔ％以下、Ｏ：０．０
０３０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００２０ｗｔ％以下、Ｃ
ｒ：０．０５〜３．０％、Ｃｏ：１ｗｔ％以下、残部Ｆ
ｅ及び不可避不純物からなり、プレス成形前の軟化焼鈍
を実施した後における０．２％耐力が２７．５ｋｇｆ／
ｍｍ² 以下、板表面での｛２１１｝結晶面の集積度が１
６％以下であることを特徴とするプレス成形性に優れた
シャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板が提供さ
れる。

【００１４】第２に、Ｎｉ：２８〜３８ｗｔ％、Ｓｉ：
０．１０ｗｔ％以下、Ｂ：０．００３０ｗｔ％以下、
Ｏ：０．００３０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００２０ｗｔ％
以下、Ｃｒ：０．０５〜３．０％、Ｃｏ：１ｗｔ％超〜
７ｗｔ％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、プレス
成形前の軟化焼鈍を実施した後における０．２％耐力が
２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、板表面での｛２１１｝結
晶面の集積度が１６％以下であることを特徴とするプレ
ス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−
Ｃｒ系合金薄板が提供される。

【００１５】第３に、上記第１の発明の成分組成を有す
る熱延板を、９１０〜９９０℃で熱延板焼鈍した後、冷
間圧延の工程を経て最終の再結晶焼鈍を実施し、次い
で、前記最終の再結晶焼鈍後の平均オーステナイト結晶
粒径Ｄ（μｍ）に応じて以下に示す（１）式及び（２）
式を満足する圧延率Ｒ（％）で仕上冷間圧延を実施し、
その後、応力除去焼鈍を施し、さらに焼鈍温度：８００
℃未満、焼鈍時間：６０分未満で且つ以下の（３）式を
満足する条件でプレス成形前の軟化焼鈍を実施すること
により、０．２％耐力が２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、
板表面での｛２１１｝結晶面の集積度が１６％以下のＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板を得ることを特徴とするプレ
ス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系
合金薄板の製造方法が提供される。

【００１６】 １６≦Ｒ≦７５ …（１） ６．３８Ｄ−１３３．９≦Ｒ≦６．３８Ｄ−５１．０ …（２） Ｔ≧−４８．１ logｔ＋７８５ …（３） 但し Ｔ：焼鈍温度（℃） ｔ：焼鈍時間（分）第４に 、上記Ｒを２１≦Ｒ≦７０で、かつ６．３８Ｄ−
１２２．６≦Ｒ≦６．３８Ｄ−６５．２の範囲に規定し
て０．２％耐力を２７．０ｋｇｆ／ｍｍ²以下に規定し
たＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板を得ることを特徴とする
プレス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃ
ｒ系合金薄板の製造方法が提供される。

【００１７】第５に、上記Ｒをさらに２６≦Ｒ≦６３
で、かつ６．３８Ｄ−１０８．０≦Ｒ≦６．３８Ｄ−７
９．３の範囲に規定して範囲に規定して０．２％耐力を
２６．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下に規定したＦｅ−Ｎｉ−Ｃ
ｒ系合金薄板を得ることを特徴とするプレス成形性に優
れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板の製
造方法が提供される。

【００１８】第６に、上記第２の発明の成分組成を有す
る熱延板を、９１０〜９９０℃で熱延板焼鈍した後、冷
間圧延の工程を経て最終の再結晶焼鈍を実施し、次い
で、前記最終の再結晶焼鈍後の平均オーステナイト結晶
粒径Ｄ（μｍ）に応じて以下に示す（１）式及び（２）
式を満足する圧延率Ｒ（％）で仕上冷間圧延を実施し、
その後、応力除去焼鈍を施し、さらに焼鈍温度：８００
℃未満、焼鈍時間：６０分未満で且つ以下の（３）式を
満足する条件でプレス成形前の軟化焼鈍を実施すること
により、０．２％耐力が２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、
板表面での｛２１１｝結晶面の集積度が１６％以下のＦ
ｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板を得ることを特徴とす
るプレス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−
Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板の製造方法が提供される。

【００１９】 １６≦Ｒ≦７５ …（１） ６．３８Ｄ−１３３．９≦Ｒ≦６．３８Ｄ−５１．０ …（２） Ｔ≧−４８．１ logｔ＋７８５ …（３） 但し Ｔ：焼鈍温度（℃） ｔ：焼鈍時間（分）第７に、上記第６発明 のＲを２１≦Ｒ≦７０で、かつ
６．３８Ｄ−１２２．６≦Ｒ≦６．３８Ｄ−６５．２の
範囲に規定して０．２％耐力を２７．０ｋｇｆ／ｍｍ²
以下に規定したＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板を得
ることを特徴とするプレス成形性に優れたシャドウマス
ク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板の製造方法が提
供される。

【００２０】第８に、上記第６発明のＲをさらに２６≦
Ｒ≦６３で、かつ６．３８Ｄ−１０８．０≦Ｒ≦６．３
８Ｄ−７９．３の範囲に規定して０．２％耐力を２６．
５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下に規定したＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃ
ｒ系合金薄板を得ることを特徴とするプレス成形性に優
れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄
板の製造方法が提供される。

【００２１】本発明者らは、プレス成形性及び耐食性に
優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板を開発す
べく鋭意研究を重ねた結果、合金板の成分組成を特定の
範囲に規定し、さらに０．２％耐力び｛２１１｝結晶面
の集積度を特定の範囲内に調整することにより、優れた
プレス成形性が得られることを見出した。また、このよ
うな合金薄板の製造方法に関し、熱延板を所定温度で熱
延板焼鈍するとともに、仕上冷間圧延での圧延率を仕上
冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径に応じて適切
に制御し、さらにプレス成形前の軟化焼鈍を所定の条件
で行うことにより、プレス成形前の軟化焼鈍を実施した
後の合金薄板の０．２％耐力及び｛２１１｝結晶面の集
積度を所定の範囲内に調整することができることを見い
出した。

【００２２】上記構成を有する本発明はこのような知見
に基づきなされたものである。以下、本発明について具
体的に説明する。本発明では、温間プレスを前提とした
場合のプレス成形時の形状凍結性を向上させ、合成板の
割れ発生抑制のために要求される降伏強度として、プレ
ス成形前の軟化焼鈍（以下、プレス前焼鈍という）を実
施した後における室温での０．２％耐力を２７．５ｋｇ
ｆ／ｍｍ² 以下と規定する。なお、０．２％耐力を２
７．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下の範囲においてより低減させ
れば、プレス成形時の形状凍結性をより優れたものとす
ることができる。

【００２３】本発明の骨子は、主としてＢ，Ｏの含有量
を特定の範囲に制限することで、本発明が前提とする特
定のプレス前焼鈍条件の下での結晶粒の成長性を高め、
粗粒化により低い降伏強度を確保し、主としてＳｉ，Ｎ
の含有量を特定の範囲に制限することで、プレス成形時
における金型とのなじみを良好にして金型へのかじりの
発生を抑制し、さらに、上記低強度化とプレス前焼鈍後
の板表面での｛２１１｝結晶面の集積度を所定の範囲を
規制することで、プレス成形時の材料の割れ発生を抑制
することにある。

【００２４】次に、合金の成分組成物の限定理由につい
て説明する。色ずれの発生を防止するためにシャドウマ
スク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板に要求される３０〜１００
℃の温度域における平均熱膨張係数の上限値は、３．０
×（１／１０⁶ ）／℃である。熱膨張係数は合金のＮｉ
量に依存し、上記の平均熱膨張係数の条件を満足するた
めのＮｉ量は３４〜３８ｗｔ％である。このためＮｉは
３４〜３８ｗｔ％の範囲に規定する。また、より低い平
均熱膨張係数を得るためには、Ｎｉを３５〜３７ｗｔ％
であることが好ましく、３５．５〜３６．５ｗｔ％であ
ることが一層好ましい。

【００２５】Ｃｏは、通常Ｆｅ−Ｎｉ系合金中に不可避
不純物としてある程度含まれており、Ｃｏが１ｗｔ％以
下では特性にほとんど影響を与えず、Ｎｉ量も上記範囲
でよい。従って、本発明におけるＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合
金薄板には１ｗｔ％以下のＣｏが許容される。一方、Ｃ
ｏを１ｗｔ％超〜７ｗｔ％含有する場合には、上記の平
均熱膨張係数の条件を満足するためのＮｉの範囲は２８
〜３８ｗｔ％である。このためＣｏを１ｗｔ％超〜７ｗ
ｔ％含有するＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板の場合
には、Ｎｉは２８〜３８ｗｔ％の範囲とする。また、Ｃ
ｏを３〜６ｗｔ％、Ｎｉを３０〜３３ｗｔ％とすること
により、さらに優れた特性が得られる。しかし、Ｃｏが
７ｗｔ％を超えると逆に熱膨張係数が劣化するため、Ｃ
ｏの上限は７ｗｔ％に規定する。

【００２６】Ｃｒは本合金の耐食性を向上させる有用な
元素であるが、熱膨張係数を増大させてしまう。従っ
て、Ｃｒ量は耐食性向上に寄与しつつ、しかも熱膨張係
数の増大作用が許容範囲であることが要求される。この
ような観点から、Ｃｒを０．０５〜３．０ｗｔ％に規定
する。すなわち、Ｃｒが０．０５ｗｔ％未満では耐食性
向上の効果を得ることができず、一方３．０ｗｔ％を超
えると本発明で許容する平均熱膨張係数の範囲から外れ
てしまう。

【００２７】Ｏは不可避不純物元素の１つであり、Ｏ量
が多いと合金中の酸化物系非金属介在物が多くなり、こ
の介在物がプレス前焼鈍での結晶粒の成長性、特に８０
０℃未満、６０未満という本発明が前提とするプレス前
焼鈍条件の下での結晶粒の成長性を阻害する。Ｏが０．
００３０ｗｔ％を越えると、この粒成長の阻害作用が著
しくなり、プレス前焼鈍後に２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以
下の０．２％耐力が得られず、更には耐食性も劣化す
る。このためＯは０．００３０ｗｔ％を上限とする。な
お、下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面から
は０．００１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。

【００２８】Ｂは熱間加工性を向上させる作用がある
が、その含有量が多くなるとプレス前焼鈍時に形成され
る再結晶粒の粒界に偏析し、粒界移動を阻害する。この
結果、結晶粒の成長性が阻害され、プレス前焼鈍後の所
望の０．２％耐力が得られなくなる。特に、本発明が前
提とするプレス前焼鈍条件の下では粒成長の阻害作用が
強く、しかも、この作用はすべての結晶粒に対して一様
に働くものではないため、結果的に著しい混粒組織を生
じ、プレス成形時の材料の伸びのムラも発生させてしま
う。また、Ｂは材料スカート部の割れの原因となるプレ
ス前焼鈍後の｛２１１｝結晶面の集積度を高める作用が
ある。Ｂ量が０．００３０ｗｔ％を超えると本合金にお
いて上記した粒成長の阻害作用が顕著になるため２７．
５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下の０．２％耐力が得られず、ま
た、プレス成形時の伸びムラ等の問題も生じ、加えて、
｛２１１｝結晶面の集積度も本発明が規定する上限を超
えてしまう。このためＢは０．００３０ｗｔ％以下に規
定される。

【００２９】Ｓｉは溶製時の脱酸元素として添加される
が、その添加量が０．１０ｗｔ％を超えると耐食性が劣
化する。また、プレス前焼鈍時に合金板表面にＳｉの酸
化膜が形成され、この酸化膜によりプレス成形時の金型
とのなじみが悪くなり、合金板の金型へのかじり付きが
生じるようになる。このためＳｉの上限を０．１０ｗｔ
％に規定する。また、Ｓｉ量をさらに低減することによ
り、合金板と金型とのなじみをより良好なものとするこ
とができる。なお、Ｓｉの下限は特に限定しないが、溶
製上の経済性の面からは０．００１ｗｔ％程度が実質的
な下限となる。

【００３０】Ｎは溶製時に不可避的に混入する元素であ
るが、０．００２０ｗｔ％を超えて含有するとプレス前
焼鈍時に合金板表面にＮが濃化して窒化物を形成し、こ
の窒化物によりプレス成形時の金型とのなじみが悪くな
り、合金板の金型へのかじり付きが生じるようになる。
このためＮは０．００２０ｗｔ％以下に規定する。な
お、Ｎの下限は特に限定しないが、溶製上の経済性の面
からは０．０００１ｗｔ％程度が実質的な下限となる。

【００３１】なお、上記の成分元素以外の元素について
は、Ｃ：０．０００１〜０．０１０ｗｔ％、Ｍｎ：０．
００１〜０．５０ｗｔ％の範囲とすることが好ましい。
以上のような成分条件およびプレス前焼鈍後の０．２％
耐力を満足することにより、プレス成形時の金型へのか
じりを抑制し、且つ形状凍結性を優れたレベルとするこ
とが可能であるが、これだけではプレス成形性のもう１
つの側面である材料の割れの問題は改善されない。本発
明者らはこのような問題を解決するため、本発明範囲の
成分組成および０．２％耐力を有し、板表面の結晶方位
が種々異なった合金板を作成し、板表面の結晶方位とプ
レス成形時の割れ発生との関係を調べた。その結果、合
金板の割れを抑制するためにはプレス前焼鈍後の合金板
の０．２％耐力を規定するだけでなく、板表面の｛２１
１｝結晶面の集積度を特定値以下に制御することが必要
であることを見出した。

【００３２】図１は、本発明の成分条件を満足する合金
板について、プレス成形時の合金板の割れの発生と｛２
１１｝結晶面の集積度および０．２％耐力との関係を示
したものである。｛２１１｝結晶面の集積度は、プレス
前焼鈍後の合金板において｛２１１｝面と方位的に等価
な（４２２）回折面の相対Ｘ線回折強度比を（１１
１），（２００），（２２０），（３１１），（３３
１），（４２２）および（４２０）の各回折面の相対Ｘ
線強度比の和で割ることにより求めた。ここで、相対Ｘ
線回折強度比とは各回折面で測定されたＸ線回折強度を
その回折面の理論Ｘ線回折強度で割ったものである。例
えば、（１１１）回折面の相対Ｘ線回折強度比は（１１
１）回折面のＸ線回折強度を（１１１）回折面のＸ線回
折理論強度で割ったものである。

【００３３】図１によれば、０．２％耐力が２７．５ｋ
ｇｆ／ｍｍ² 以下で且つ｛２１１｝結晶面の集積度が１
６％以下ではプレス成形時の合金板の割れは発生してお
らず、本発明が意図する優れた効果が得られている。以
上の理由から本発明では、合金板の割れを抑制するため
の条件として、プレス前焼鈍後の板表面での｛２１１｝
結晶面の集積度を１６％以下と規定する。

【００３４】このような本発明の合金薄板は、上述した
成分組成を有する熱延板を熱延板焼鈍した後、冷間圧延
の工程を経て最終の再結晶焼鈍を実施し、次いで仕上冷
間圧延を実施し、しかる後応力除去焼鈍を施し、さらに
プレス前焼鈍を実施することにより製造される。

【００３５】まず、上記熱延板焼鈍は｛２１１｝結晶面
の集積度を１６％以下とするために特定の温度範囲で行
われる必要がある。このことを確認するために、本発明
の成分条件を満足する熱延板を種々の温度で熱延板焼鈍
し、冷間圧延−再結晶焼鈍（８９０℃×１分）−仕上冷
間圧延（圧延率２１％）−応力除去焼鈍−プレス前焼鈍
（７５０℃×２０分）の製造工程で合金板を製造した。
比較のため熱延板焼鈍を実施しない熱延板から同様の製
造工程で合金板を製造した。得られた合金板の板表面で
の｛２１１｝結晶面の集積度および引張試験による伸び
と熱延板焼鈍温度との関係を図２に示す。これによれ
ば、熱延板焼鈍温度が９１０〜９９０℃の時に｛２１
１｝結晶面の集積度が１６％以下となっている。このた
め本発明では、｛２１１｝結晶面の集積度を１６％以下
とするために、熱延板焼鈍温度を９１０〜９９０℃の範
囲に規定する。

【００３６】また、本発明が規定する｛２１１｝結晶面
の集積度を得るには、製造工程において分塊圧延後のス
ラブ均一化熱処理を行うことは好ましくない。例えば、
スラブの均一化熱処理が１２００℃以上、１０時間以上
の条件で行われた場合、｛２１１｝結晶面の集積度は本
発明の規定値を超えてしまうため、このような処理は避
けなければならない。

【００３７】｛２１１｝結晶面の集積度が１６％を超え
るとプレス成形時に材料の割れが発生する機構について
は必ずしも明らかではないが、図２に示される圧延直角
方向の伸びをみると、｛２１１｝結晶面の集積度が高い
場合にはこの伸びが低い値を示していることから、｛２
１１｝結晶面の集積度が高くなると圧延直角方向の伸び
が低下し、破断限界が低くなるために割れが発生するの
ではないかと考えられる。

【００３８】プレス前焼鈍後の｛２１１｝結晶面の集積
度を１６％以下とし、かつ０．２％耐力を２７．５ｋｇ
ｆ／ｍｍ² 以下とするためには、上記した条件に加え、
仕上冷間圧延条件（仕上冷間圧延率）及びプレス前焼鈍
条件の制御が重要である。

【００３９】図３は、本発明の成分条件を満足する熱延
板から熱延板焼鈍（９１０〜９９０℃）−冷間圧延−再
結晶焼鈍−仕上冷間圧延−応力除去焼鈍−プレス前焼鈍
（７５０℃×２０分）の製造工程を経て製造された合金
板について、引張試験により０．２％耐力（図中の括弧
内の数値）を測定し、これを仕上冷間圧延率と仕上冷間
圧延前の平均オーステナイト結晶粒径との関係で示した
ものである。この試験では、仕上冷間圧延前の再結晶焼
鈍温度を変化させることで所定の平均オーステナイト結
晶粒径を得た。

【００４０】図３によれば、仕上冷間圧延率Ｒ（％）を
１６〜７５％の範囲で、且つ仕上冷間圧延前の平均オー
ステナイト結晶粒径Ｄ（μｍ）に応じて、 ６．３８Ｄ−１３３．９≦Ｒ≦６．３８Ｄ−５１．０ とする（すなわち、図中の領域１内とする）ことによ
り、０．２％耐力を２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下にでき
ることが判る。

【００４１】仕上冷間圧延率Ｒが１６％未満または６．
３８Ｄ−１３３．９＞Ｒの場合には、本発明で規定する
プレス前焼鈍条件の下では再結晶が不十分であり、且つ
再結晶粒の粒成長も不十分であるため、０．２％耐力は
２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² を超えてしまう。一方、仕上冷
間圧延率Ｒが７５％超またはＲ＞６．３８Ｄ−５１．０
の場合には、本発明で規定するプレス前焼鈍条件の下で
は１００％再結晶するが、再結晶時の核生成頻度が高く
なり過ぎるため再結晶粒が細かくなり、このため０．２
％耐力は２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² を超えてしまう。

【００４２】以上のような理由から本発明では、本発明
が規定するプレス前焼鈍条件の下で２７．５ｋｇｆ／ｍ
ｍ² 以下の０．２％耐力を得るための仕上冷間圧延条件
として、仕上冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径
Ｄ（μｍ）に応じて下記（１ａ），（１ｂ）式を満足す
る仕上冷間圧延率Ｒ（％）を規定する。

【００４３】 １６≦Ｒ≦７５ …（１ａ） ６．３８Ｄ−１３３．９≦Ｒ≦６．３８Ｄ−５１．０ …（１ｂ） また、このような仕上冷間圧延前の平均オーステナイト
結晶粒径に応じた適正な仕上冷間圧延率Ｒ（％）の範囲
内であれば、プレス前焼鈍後の合金板表面の｛２１１｝
結晶面の集積度を１６％以下とすることができる。

【００４４】上記したような本発明合金板の組織制御
は、熱延板焼鈍での集合組織制御に加え、仕上冷間圧延
前の結晶粒径に応じた適正な仕上冷間圧延率とすること
で、再結晶時の核生成頻度が適正にコントロールされる
ことによるものである。図３によれば、仕上冷間圧延前
の平均オーステナイト結晶粒径Ｄに応じた仕上冷間圧延
率Ｒ（％）を最適化することにより、プレス前焼鈍後の
０．２％耐力をより低くすることが可能であることず判
る。すなわち、 ２１≦Ｒ≦７０ …（２ａ） ６．３８Ｄ−１２２．６≦Ｒ≦６．３８Ｄ−６５．２ …（２ｂ） とする（すなわち、図中の領域II内とする）ことによ
り、０．２％耐力を２７．０ｋｇｆ／ｍｍ² 以下にする
ことができ、さらに、 ２６≦Ｒ≦６３ …（３ａ） ６．３８Ｄ−１０８．０≦Ｒ≦６．３８Ｄ−７９．３ …（３ｂ） とする（すなわち、図中の領域III 内とする）ことによ
り、０．２％耐力を２６．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下にする
ことができる。

【００４５】このため本発明では、０．２％耐力：２
７．０ｋｇｆ／ｍｍ² 以下が得られる仕上冷間圧延条件
として、仕上冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径
Ｄ（μｍ）に応じて下記（２ａ），（２ｂ）式を満足す
る仕上冷間圧延率Ｒ（％）を、また、０．２％耐力：２
６．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下が得られる仕上冷間圧延条件
として、仕上冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径
Ｄ（μｍ）に応じて上記（３ａ），（３ｂ）式を満足す
る仕上冷間圧延率Ｒ（％）をそれぞれ規定する。

【００４６】なお、上記仕上冷間圧延率Ｒとの関係で規
定される仕上冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径
Ｄは、熱延板を熱延板焼鈍し、続く冷間圧延の後の焼鈍
を焼鈍温度：８６０〜９５０℃、焼鈍時間：０．５〜２
分の範囲で適切に選択することにより得ることができ
る。

【００４７】図４は、成分組成、熱延板焼鈍条件、仕上
冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径に応じた仕上
冷間圧延率を本発明範囲とし、熱延板から熱延板焼鈍
（９１０〜９９０℃）−冷間圧延−再結晶焼鈍−仕上冷
間圧延−応力除去焼鈍−プレス前焼鈍の製造工程を経て
製造された合金板について、プレス前焼鈍の焼鈍温度
Ｔ、焼鈍時間ｔとプレス前焼鈍後の０．２％耐力および
｛２１１｝結晶面の集積度との関係を示したものであ
る。

【００４８】図４によれば、熱延板焼鈍条件、仕上冷間
圧延前の平均オーステナイト結晶粒径に応じた仕上冷間
圧延率が本発明範囲内であっても、Ｔ＜−５３．８ log
t＋８０６では再結晶が十分ではなく、このため０．２
％耐力は２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² を超え、しかも｛２１
１｝結晶面の集積度も１６％を超えている。また、焼鈍
温度Ｔが８００℃超または焼鈍時間ｔが６０分超の場合
には、｛２１１｝結晶面が発達してくるため、この結晶
面の集積度が１６％を超えてしまう。

【００４９】以上の理由から本発明では、所望の０．２
％耐力および｛２１１｝結晶面の集積度を得るプレス前
焼鈍条件として、焼鈍温度Ｔ：８００℃未満、焼鈍時間
ｔ：６０分未満、Ｔ≧−４８．１ log t＋７８５と規定
する。

【００５０】本発明が規定するプレス前焼鈍は、フォト
エッチングの前に実施してもよく、プレス前焼鈍条件が
本発明範囲内であれば、フォトエッチングの品質が損な
われることはない。すなわち、本発明で規定する化学成
分および結晶面の集積度を有していれば、フォトエッチ
ング時のエッチング性は付与される。

【００５１】従来材では前述したような規定を満足する
ものがなかったため、本発明で規定するプレス前焼鈍を
フォトエッチングの前に実施した場合、フォトエッチン
グの品質が損なわれるため、フォトエッチング前の実施
が不可能であった。

【００５２】なお、本発明が規定する｛２１１｝結晶面
の集積度を得る方法としては、上述した方法の以下に、
急冷凝固の採用、熱間加工での再結晶のコントロールに
よる集合組織制御等がある。

【００５３】

【実施例】

［実施例１］取鍋精練によって表１および表２に示す化
学成分の合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ２３を調整し、合金Ｎｏ．
１〜Ｎｏ．１３，Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２３については連
続鋳造し、これら連続焼鈍スラブを手入れ後、熱間圧延
（加熱条件：１１００℃×３ｈｒ）して熱延板を得た。
また、合金Ｎｏ．１４〜Ｎｏ．１７については薄鋳板に
直接鋳造し、この薄鋳板を１３００〜１０００℃の温度
で合計圧下率４０％で熱間圧延した後７００℃で巻取
り、熱延板を得た。

【００５４】これら熱延板に熱延板焼鈍（９３０℃）−
冷間圧延−再結晶焼鈍−冷間圧延−再結晶焼鈍（条件を
表５に示す）−仕上冷間圧延（圧延率２１％）−応力除
去焼鈍を順次実施して板厚０．２５ｍｍの合金板を得
た。なお、上記熱延板は、熱延後の段階で十分に再結晶
していた。これらの合金板をエッチングによりフラット
マスクに加工した後、７５０℃×２０分の条件でプレス
前焼鈍し、材料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２３を得た。

【００５５】これら材料にプレス成形を行ない、プレス
成形性を調べた。表１および表２に各材料の仕上冷間圧
延前の平均オーステナイト結晶粒径を示し、また、表３
および表４に｛２１１｝結晶面の集積度、引張特性、耐
食性およびプレス成形性を示す。なお、引張特性（０．
２％耐力および圧延直角方向の伸び）と｛２１１｝結晶
面の集積度はプレス前焼鈍後の合金板について調べた。
引張特性は常温で測定したものであり、また、｛２１
１｝結晶面の集積度の測定は、先に述べたＸ線回折によ
るものである。耐食性は、応力除去焼鈍後に調べた。

【００５６】表３および表４によれば、本発明条件を満
足する成分組成、｛２１１｝結晶面の集積度および０．
２％耐力を有する材料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１３はいずれも
優れたプレス成形性を示しており、また耐食性も後述す
る比較例に比べて優れている。また、Ｃｏを含有した本
発明例である材料Ｎｏ．１４〜Ｎｏ．１７も同様に優れ
た特性を示している。

【００５７】これに対して、材料Ｎｏ．１８およびＮ
ｏ．２０は、それぞれＳｉ量，Ｎ量が本発明範囲を超え
た比較例であり、いずれも金型とのなじみの点で問題が
ある。また、Ｎｏ．１８は耐食性が本発明例に比べて劣
っている。材料Ｎｏ．１９はＯ量が本発明範囲を超えた
比較例であり、０．２％耐力が２７．５ｋｇｆ／ｍｍ²
を超えているため形状凍結性が劣っており、合金板の割
れも発生しており、耐食性も発明例に比べて劣ってい
る。また、材料Ｎｏ．２１は、Ｂ量のみが本発明範囲を
超えた比較例であり、いずれも０．２％耐力が２７．５
ｋｇｆ／ｍｍ² を超えているため形状凍結性が劣ってい
る。また、この比較例は｛２１１｝結晶面の集積度が本
発明範囲を超えているため、合金板の割れも発生してい
る。材料Ｎｏ．２２はＣｒ量が下限未満のものであり、
耐食性が劣っている。材料Ｎｏ．２３は仕上冷間圧延前
の平均オーステナイト結晶粒径が本発明の規定する仕上
冷間圧延率Ｒの条件を満たすレベルまで達しておらず、
このため０．２％耐力が２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² を超え
て形状凍結性が劣り、また、合金板の割れも発生してい
る。

【００５８】以上のように本発明条件を満足する成分組
成、｛２１１｝結晶面の集積度および０．２％耐力とす
ることにより、本発明の目的とする優れたプレス成形性
を有するＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板およびＦｅ−Ｎｉ
−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板が得られることが確認された。

【００５９】

【表１】

【００６０】

【表２】

【００６１】

【表３】

【００６２】

【表４】

【００６３】

【表５】 ［実施例２］実施例１で用いた合金Ｎｏ．１，Ｎｏ．
９，Ｎｏ．１４の熱延板を用い、これらの熱延板に対し
て表６に示す温度で熱延板焼鈍を実施したものと熱延板
焼鈍を実施しないものについて、冷間圧延−再結晶焼鈍
（８９０℃×１分）−仕上冷間圧延（圧延率２１％）−
応力除去焼鈍を順次実施して板厚０．２５ｍｍの合金板
を得た。各合金板をエッチングによりフラットマスクに
加工した後、７５０℃×２０分の条件でプレス前焼鈍
し、材料Ｎｏ．２４〜２８を得た。これら材料にプレス
成形を行ない、プレス成形性を調べた。表６に各材料の
熱延板焼鈍温度、仕上冷間圧延前の平均オーステナイト
結晶粒径および｛２１１｝結晶面の集積度を、また、表
７に引張特性とプレス成形性を示す。なお、各特性値の
測定方法は実施例１と同様である。

【００６４】表６および表７によれば、本発明の成分条
件と製造条件を満足する材料Ｎｏ．２４，Ｎｏ．２５
は、いずれも優れたプレス成形性を示している。これに
対して材料Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．２８は、それぞれ熱延板
焼鈍温度が本発明の下限未満の比較例、熱延板焼鈍温度
が本発明の上限を超える比較例、熱延板焼鈍を実施しな
い比較例であり、いずれも｛２１１｝結晶面の集積度が
本発明が規定する上限を超え、プレス成形時に合金板の
割れが発生している。また、材料Ｎｏ．２８は０．２％
耐力が２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² を超え、プレス成形時の
形状凍結性も劣っている。以上のように｛２１１｝結晶
面の集積度を本発明範囲とするためには、熱延板焼鈍を
本発明条件にしたがって実施することが重要であること
が確認された。

【００６５】

【表６】

【００６６】

【表７】 ［実施例３］実施例１で用いた合金Ｎｏ．１，Ｎｏ．
２，Ｎｏ．４，Ｎｏ．６，Ｎｏ．７，Ｎｏ８，Ｎｏ．
９，Ｎｏ．１１，Ｎｏ．１２，Ｎｏ．１３およびＮｏ．
１４の熱延板を用い、これらの熱延板に対して、熱延板
焼鈍（９３０℃）−冷間圧延−再結晶焼鈍（表８および
表９に示す温度で１分保持）−仕上冷間圧延−応力除去
焼鈍を順次実施し、板厚０．２５ｍｍの合金板を得た。
これらの合金板をエッチングによりフラットマスクに加
工した後、７５０℃×２０分の条件でプレス前焼鈍し、
材料Ｎｏ．２９〜Ｎｏ．６６を得た。これらの材料をプ
レス成形し、プレス成形性を調べた。表８および表９に
各材料の仕上冷間圧延前の焼鈍温度、仕上冷間圧延前の
平均オーステナイト結晶粒径、仕上冷間圧延率および引
張特性を示し、また、表１０および表１１に｛２１１｝
結晶面の集積度とプレス成形性を示す。なお、各特性値
の測定方法は実施例１と同様である。

【００６７】これら表８〜表１１によれば、本発明の成
分条件、熱延板焼鈍条件およびプレス前焼鈍条件を満足
し、仕上冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径と仕
上冷間圧延率との関係が本発明の規定する領域内にある
材料Ｎｏ．３０〜Ｎｏ．３５，Ｎｏ．３８，Ｎｏ．４１
〜Ｎｏ．４３，Ｎｏ．４７〜Ｎｏ．６６は、いずれも
｛２１１｝結晶面の集積が１６％以下となっていること
が確認される。このうち材料Ｎｏ．３０，Ｎｏ．３５，
Ｎｏ．３８，Ｎｏ．４１，Ｎｏ．４７，Ｎｏ．４９，Ｎ
ｏ．５０，Ｎｏ．５４，Ｎｏ．６０，Ｎｏ．６３および
Ｎｏ．６６は、上述した（１−ａ）式および（１−ｂ）
式を満足する仕上冷間圧延率Ｒ（図３の領域１の範囲）
で製造された本発明例であり、０．２％耐力は２７．５
ｋｇｆ／ｍｍ² 以下である。また、材料Ｎｏ．３１，Ｎ
ｏ．３３，Ｎｏ．３４，Ｎｏ．４３，Ｎｏ．４８，Ｎ
ｏ．５２，Ｎｏ．５５，Ｎｏ．５９およびＮｏ．６５
は、上述した（２−ａ）式および（２−ｂ）式を満足す
る仕上冷間圧延率Ｒ（図３の領域IIの範囲）で製造され
た本発明例であり、０．２％耐力は２７．０ｋｇｆ／ｍ
ｍ² 以下である。さらに、材料Ｎｏ．３２，Ｎｏ．４
２，Ｎｏ．５１，Ｎｏ．５３，Ｎｏ．５６，Ｎｏ．５
７，Ｎｏ．５８，Ｎｏ．６１，Ｎｏ．６２およびＮｏ．
６４は、上述した（３−ａ）式および（３−ｂ）式を満
足する仕上冷間圧延率Ｒ（図３の領域ＩＩＩの範囲）で
製造された本発明例であり、０．２％耐力２６．５ｋｇ
ｆ／ｍｍ² 以下である。このようにいずれの材料も本発
明が規定する０．２％耐力が得られており、優れたプレ
ス成形性を示している。また、０．２％耐力の低下によ
り、より優れた形状凍結性が得られていることも確認さ
れる。

【００６８】これに対して、材料Ｎｏ．２９，Ｎｏ．３
６，Ｎｏ．３７，Ｎｏ．３９，Ｎｏ．４０，Ｎｏ．４４
およびＮｏ．４５は、本発明範囲の成分組成条件、熱延
板焼鈍条件およびプレス前焼鈍条件でありながら、仕上
冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径と仕上冷間圧
延率との関係が本発明の規定する領域から外れた比較例
であり、これらは０．２％耐力と｛２１１｝結晶面の集
積度のいずれか一方或いは両方が本発明の規定条件を超
えており、プレス成形時において形状凍結性と合金板の
割れ発生のうちいずれか一方または両方に問題を生じて
いる。

【００６９】なお、材料Ｎｏ．６４は仕上冷間圧延前の
焼鈍条件が８５０℃×１分であるため平均オーステナイ
ト結晶粒径が１０．０μｍであり、仕上冷間圧延率が１
５％の場合であり、０．２％耐力は２７．５ｋｇｆ／ｍ
ｍ² を超え、プレス成形時の形状凍結性が劣っている。

【００７０】以上のように、本発明の成分条件、熱延板
焼鈍条件およびプレス前焼鈍条件を満足しても、仕上冷
間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径と仕上冷間圧延
率との関係が本発明の規定する領域から外れた場合に
は、優れたプレス成形性が得られないことが判る。

【００７１】

【表８】

【００７２】

【表９】

【００７３】

【表１０】

【００７４】

【表１１】 ［実施例４］実施例１で用いた合金Ｎｏ．１，Ｎｏ．
４，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１０，Ｎｏ．１２，Ｎｏ．１４，
Ｎｏ．２１およびＮｏ．２２の熱延板を用い、これらの
熱延板に対して、熱延板焼鈍（９３０℃）−冷間圧延−
再結晶焼鈍（８９０℃×１ｍｉｎ）−仕上冷間圧延（圧
延率２１％）−応力除去焼鈍を順次実施して板厚０．２
５ｍｍの合金板を得た。これらの各合金板をエッチング
によりフラットマスクに加工した後、表１２に示す条件
でプレス前焼鈍し、材料Ｎｏ．６７〜８４を得た。これ
らの材料をプレス成形して、プレス成形性を調べた。表
１２に仕上冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径、
プレス前焼鈍条件、｛２１１｝結晶面の集積度、引張特
性およびプレス成形性を示す。なお、各特性値の測定方
法は実施例１と同様である。

【００７５】表１２によれば、本発明の成分条件、熱延
板焼鈍条件および仕上冷間圧延条件（仕上冷間圧延率）
を満足し、プレス前焼鈍条件（温度、時間）が本発明の
規定範囲内にある材料Ｎｏ．６７，Ｎｏ．６９，Ｎｏ．
７０およびＮｏ．７６〜Ｎｏ．８４はいずれも｛２１
１｝結晶面の集積度が１６％以下であり、０．２％耐力
も本発明の規定範囲内にあり、優れたプレス成形品質を
示している。

【００７６】これに対して、材料Ｎｏ．７２およびＮ
ｏ．７３は、本発明の成分条件、熱延板焼鈍条件および
仕上冷間圧延条件（仕上冷間圧延率）でありながら、プ
レス前焼鈍に関して、それぞれ焼鈍温度が本発明の上限
を超えた比較例、焼鈍時間が本発明の上限を超えた比較
例であり、いずれも｛２１１｝結晶面の集積度が１６％
を超え、合金板に割れが発生している。また、材料Ｎ
ｏ．６８はプレス前焼鈍の焼鈍温度Ｔと焼鈍時間ｔが本
発明の条件式（Ｔ≧−４８．１ log t＋７８５）を満足
しない比較例、Ｎｏ．７１はプレス前焼鈍の焼鈍時間が
本発明の上限を超え、且つ焼鈍温度Ｔと焼鈍時間ｔが上
記条件式を満足しない比較例であり、いずれの比較例も
０．２％耐力が２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² を超えるためプ
レス成形時の形状凍結性が劣り、また、｛２１１｝結晶
面の集積度も１６％を超え、プレス成形時に合金板の割
れも発生している。

【００７７】なお、材料Ｎｏ．７４およびＮｏ．７５は
比較合金を用いた比較例であり、これらは７５０℃で５
０ｍｉｎのプレス前焼鈍を行なった場合にも、０．２％
耐力は２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² 超であり、プレス成形時
の形状凍結性が劣っている。また、これらの材料の｛２
１１｝結晶面の集積度は１６％を超えており、プレス成
形時に合金板の割れも発生している。

【００７８】以上のように、本発明の成分条件、熱延板
焼鈍条件および仕上冷間圧延条件を満足しても、プレス
前焼鈍条件が本発明範囲から外れた場合には、優れたプ
レス成形性は得られないことが確認された。

【００７９】

【表１２】 ［実施例５］実施例１で用いた合金Ｎｏ．１，Ｎｏ．４
の熱延板を用い、これらの熱延板に対して、熱延板焼鈍
（９３０℃）−冷間圧延−再結晶焼鈍−冷間圧延−再結
晶焼鈍（８９０℃×１ｍｉｎ）−仕上冷間圧延（圧延率
２１％）−応力除去焼鈍を順次実施し、板厚０．２５ｍ
ｍの合金板を得た。これらの合金板を表１３に示す条件
でプレス前焼鈍し、材料Ｎｏ．８５〜Ｎｏ．８７を得
た。これらの材料をエッチングによりフラットマスクに
加工した後、プレス成形を行い、プレス成形性を調べ
た。表１３に各材料の仕上冷間圧延前の平均オーステナ
イト結晶粒径、プレス前焼鈍条件および｛２１１｝結晶
面の集積度を示し、また、表１４に引張特性、プレス成
形性およびエッチング性を示す。なお、エッチング性は
エッチング後のフラットマスクのムラ発生状況を目視で
観察することにより調べた。また、他の特性値の測定方
法は実施例１と同様である。

【００８０】表１３および表１４によれば、本発明の成
分条件および製造条件を満足する材料Ｎｏ．８５〜Ｎ
ｏ．８７は、いずれもエッチング性が良好であり、ま
た、｛２１１｝結晶面の集積度が１６％以下で且つ０．
２％耐力も本発明の規定範囲内にあり、優れたプレス成
形性を示していることが確認される。

【００８１】以上のように、本発明の成分条件および製
造条件を満足することにより優れたプレス成形性が得ら
れ、しかもプレス前焼鈍の後にエッチングが施された場
合でも得られたフラットマスクにムラはなく、良好なエ
ッチング性が得られることが確認された。

【００８２】

【表１３】

【００８３】

【表１４】

【００８４】なお、以上述べた実施例１〜実施例５に示
されるように、｛２１１｝結晶面の集積度が１６％を超
えた比較例ではプレス前焼鈍後の圧延直角方向の伸びが
本発明例に比べて低くなっており、｛２１１｝結晶面の
集積度が高いと、プレス前焼鈍後の圧延直角方向の伸び
が低下し、プレス成形時に割れが発生するものと推定さ
れる。

【００８５】

【発明の効果】以上述べたように本発明のシャドウマス
ク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板およびＦｅ−Ｎｉ−Ｃ
ｏ−Ｃｒ系合金薄板は、プレス前焼鈍を７００℃超〜８
００℃未満という低い温度で且つ６０分未満の短い焼鈍
時間で実施しても、優れたプレス成形性、すなわち、成
形時の形状凍結性に優れ、金型とのなじみ良好で、しか
も材料の割れが生じない優れたプレス成形性を示す。ま
た、本発明の合金薄板は耐食性に優れている。さらに、
本発明の合金薄板ではプレス前焼鈍をエッチング前に施
した場合でも所要のエッチング性およびプレス成形性が
得られ、このため予めプレス前焼鈍を実施しておけば、
ブラウン管メーカー側でのプレス前焼鈍を省略すること
ができ、この点からも合金板のユーザーにとって経済的
メリットの大きい。また、本発明の製造方法によれば、
このような合金薄板を容易に製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】プレス前焼鈍後の０．２％耐力および｛２１
１｝結晶面の集積度とプレス成形時の割れ発生との関係
を示すグラフ。

【図２】プレス前焼鈍後の｛２１１｝結晶面の集積度お
よび圧延直角方向の伸びと熱延板焼鈍温度との関係を示
すグラフ。

【図３】仕上冷間圧延前の平均オーステナイト結晶粒径
および仕上冷間圧延率とプレス前焼鈍後の０．２％耐力
との関係を示すグラフ。

【図４】プレス前焼鈍条件とプレス前焼鈍後の０．２％
耐力および｛２１１｝結晶面の集積度との関係を示すグ
ラフ。

フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−209254（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−65598（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−305941（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−341543（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−190146（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−259054（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−76852（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−21331（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−202446（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−174353（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−190147（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−112760（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−228546（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−336654（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−201733（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−120432（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−149819（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−170922（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 H01J 29/07

Claims (8)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｎｉ：３４〜３８ｗｔ％、Ｓｉ：０．１
   ０ｗｔ％以下、Ｂ：０．００３０ｗｔ％以下、Ｏ：０．
   ００３０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００２０ｗｔ％以下、Ｃ
   ｒ：０．０５〜３．０％、Ｃｏ：１ｗｔ％以下、残部Ｆ
   ｅ及び不可避不純物からなり、プレス成形前の軟化焼鈍
   を実施した後における０．２％耐力が２７．５ｋｇｆ／
   ｍｍ² 以下、板表面での｛２１１｝結晶面の集積度が１
   ６％以下であることを特徴とするプレス成形性に優れた
   シャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板。
2. 【請求項２】 Ｎｉ：２８〜３８ｗｔ％、Ｓｉ：０．１
   ０ｗｔ％以下、Ｂ：０．００３０ｗｔ％以下、Ｏ：０．
   ００３０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００２０ｗｔ％以下、Ｃ
   ｒ：０．０５〜３．０％、Ｃｏ：１ｗｔ％超〜７ｗｔ
   ％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、プレス成形前
   の軟化焼鈍を実施した後における０．２％耐力が２７．
   ５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、板表面での｛２１１｝結晶面の
   集積度が１６％以下であることを特徴とするプレス成形
   性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系
   合金薄板。
3. 【請求項３】 請求項１に記載の成分組成を有する熱延
   板を、９１０〜９９０℃で熱延板焼鈍した後、冷間圧延
   の工程を経て最終の再結晶焼鈍を実施し、次いで、前記
   最終の再結晶焼鈍後の平均オーステナイト結晶粒径Ｄ
   （μｍ）に応じて以下に示す（１）式及び（２）式を満
   足する圧延率Ｒ（％）で仕上冷間圧延を実施し、その
   後、応力除去焼鈍を施し、さらに焼鈍温度：８００℃未
   満、焼鈍時間：６０分未満で且つ以下の（３）式を満足
   する条件でプレス成形前の軟化焼鈍を実施することによ
   り、０．２％耐力が２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、板表
   面での｛２１１｝結晶面の集積度が１６％以下のＦｅ−
   Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板を得ることを特徴とするプレス成
   形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金
   薄板の製造方法。 １６≦Ｒ≦７５ …（１） ６．３８Ｄ−１３３．９≦Ｒ≦６．３８Ｄ−５１．０ …（２） Ｔ≧−４８．１ logｔ＋７８５ …（３） 但し Ｔ：焼鈍温度（℃） ｔ：焼鈍時間（分）
4. 【請求項４】 請求項１に記載の成分組成を有する熱延
   板を、９１０〜９９０℃で熱延板焼鈍した後、冷間圧延
   の工程を経て最終の再結晶焼鈍を実施し、次いで、前記
   最終の再結晶焼鈍後の平均オーステナイト結晶粒径Ｄ
   （μｍ）に応じて以下に示す（１）式及び（２）式を満
   足する圧延率Ｒ（％）で仕上冷間圧延を実施し、その
   後、応力除去焼鈍を施し、さらに焼鈍温度：８００℃未
   満、焼鈍時間：６０分未満で且つ以下の（３）式を満足
   する条件でプレス成形前の軟化焼鈍を実施することによ
   り、０．２％耐力が２７．０ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、板表
   面での｛２１１｝結晶面の集積度が１６％以下のＦｅ−
   Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板を得ることを特徴とするプレス成
   形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金
   薄板の製造方法。 ２１≦Ｒ≦７０ …（１） ６．３８Ｄ−１２２．６≦Ｒ≦６．３８Ｄ−６５．２ …（２） Ｔ≧−４８．１ logｔ＋７８５ …（３） 但し Ｔ：焼鈍温度（℃） ｔ：焼鈍時間（分）
5. 【請求項５】 請求項１に記載の成分組成を有する熱延
   板を、９１０〜９９０℃で熱延板焼鈍した後、冷間圧延
   の工程を経て最終の再結晶焼鈍を実施し、次いで、前記
   最終の再結晶焼鈍後の平均オーステナイト結晶粒径Ｄ
   （μｍ）に応じて以下に示す（１）式及び（２）式を満
   足する圧延率Ｒ（％）で仕上冷間圧延を実施し、その
   後、応力除去焼鈍を施し、さらに焼鈍温度：８００℃未
   満、焼鈍時間：６０分未満で且つ以下の（３）式を満足
   する条件でプレス成形前の軟化焼鈍を実施することによ
   り、０．２％耐力が２６．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、板表
   面での｛２１１｝結晶面の集積度が１６％以下のＦｅ−
   Ｎｉ−Ｃｒ系合金薄板を得ることを特徴とするプレス成
   形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系合金
   薄板の製造方法。 ２６≦Ｒ≦６３ …（１） ６．３８Ｄ−１０８．０≦Ｒ≦６．３８Ｄ−７９．３ …（２） Ｔ≧−４８．１ logｔ＋７８５ …（３） 但し Ｔ：焼鈍温度（℃） ｔ：焼鈍時間（分）
6. 【請求項６】 請求項２に記載の成分組成を有する熱延
   板を、９１０〜９９０℃で熱延板焼鈍した後、冷間圧延
   の工程を経て最終の再結晶焼鈍を実施し、次いで、前記
   最終の再結晶焼鈍後の平均オーステナイト結晶粒径Ｄ
   （μｍ）に応じて以下に示す（１）式及び（２）式を満
   足する圧延率Ｒ（％）で仕上冷間圧延を実施し、その
   後、応力除去焼鈍を施し、さらに焼鈍温度：８００℃未
   満、焼鈍時間：６０分未満で且つ以下の（３）式を満足
   する条件でプレス成形前の軟化焼鈍を実施することによ
   り、０．２％耐力が２７．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、板表
   面での｛２１１｝結晶面の集積度が１６％以下のＦｅ−
   Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板を得ることを特徴とするプ
   レス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ
   −Ｃｒ系合金薄板の製造方法。 １６≦Ｒ≦７５ …（１） ６．３８Ｄ−１３３．９≦Ｒ≦６．３８Ｄ−５１．０ …（２） Ｔ≧−４８．１ logｔ＋７８５ …（３） 但し Ｔ：焼鈍温度（℃） ｔ：焼鈍時間（分）
7. 【請求項７】 請求項２に記載の成分組成を有する熱延
   板を、９１０〜９９０℃で熱延板焼鈍した後、冷間圧延
   の工程を経て最終の再結晶焼鈍を実施し、次いで、前記
   最終の再結晶焼鈍後の平均オーステナイト結晶粒径Ｄ
   （μｍ）に応じて以下に示す（１）式及び（２）式を満
   足する圧延率Ｒ（％）で仕上冷間圧延を実施し、その
   後、応力除去焼鈍を施し、さらに焼鈍温度：８００℃未
   満、焼鈍時間：６０分未満で且つ以下の（３）式を満足
   する条件でプレス成形前の軟化焼鈍を実施することによ
   り、０．２％耐力が２７．０ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、板表
   面での｛２１１｝結晶面の集積度が１６％以下のＦｅ−
   Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板を得ることを特徴とするプ
   レス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ
   −Ｃｒ系合金薄板の製造方法。 ２１≦Ｒ≦７０ …（１） ６．３８Ｄ−１２２．６≦Ｒ≦６．３８Ｄ−６５．２ …（２） Ｔ≧−４８．１ logｔ＋７８５ …（３） 但し Ｔ：焼鈍温度（℃） ｔ：焼鈍時間（分）
8. 【請求項８】 請求項２に記載の成分組成を有する熱延
   板を、９１０〜９９０℃で熱延板焼鈍した後、冷間圧延
   の工程を経て最終の再結晶焼鈍を実施し、次いで、前記
   最終の再結晶焼鈍後の平均オーステナイト結晶粒径Ｄ
   （μｍ）に応じて以下に示す（１）式及び（２）式を満
   足する圧延率Ｒ（％）で仕上冷間圧延を実施し、その
   後、応力除去焼鈍を施し、さらに焼鈍温度：８００℃未
   満、焼鈍時間：６０分未満で且つ以下の（３）式を満足
   する条件でプレス成形前の軟化焼鈍を実施することによ
   り、０．２％耐力が２６．５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下、板表
   面での｛２１１｝結晶面の集積度が１６％以下のＦｅ−
   Ｎｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系合金薄板を得ることを特徴とするプ
   レス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ
   −Ｃｒ系合金薄板の製造方法。 ２６≦Ｒ≦６３ …（１） ６．３８Ｄ−１０８．０≦Ｒ≦６．３８Ｄ−７９．３ …（２） Ｔ≧−４８．１ logｔ＋７８５ …（３） 但し Ｔ：焼鈍温度（℃） ｔ：焼鈍時間（分）