JPH10330886A - 軟化焼鈍特性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板およびその焼鈍方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 生産性に有効かつ軟化焼鈍特性に優れたシャ
ドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板を提供することを目
的とする。 【解決手段】 重量％でＮｉ３２〜４０％、Ｓｉ≦０．
１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｂ５〜５０ｐｐｍを含有し、残
部が実質的にＦｅでなる組成を有し、合金内に存在する
微量元素は、Ａｌ≦４００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐｍ、
（Ｓ＋Ｏ）≦１５０ｐｐｍ、Ｐ≦１００ｐｐｍであり、
他は不可避的に含有する不純物からなり、かつ板厚の中
心での（１００）の集積度が９０％以下であり、さらに
Ｂ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）＞０．２であることを特徴
とするシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板を、プレ
ス成形前の軟化焼鈍を８００℃以下で行う事を特徴とす
る軟化焼鈍特性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ合
金薄板およびその軟化焼鈍方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、プレス成形加工を
行う前の軟化焼鈍特性を向上させることにより、生産効
率および製造コストの面で有利かつ、軟化焼鈍後のプレ
ス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金お
よびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】Ｆｅ−Ｎｉ系合金材料は、優れた低熱膨
張特性を有するため、各種表示装置として使用されるブ
ラウン管のシャドウマスク材に使用される。シャドウマ
スクは通常、厚さ０．３ｍｍ以下の薄板として用いら
れ、微細な電子ビーム透過孔をエッチング加工により形
成した後、プレス成形による曲げ成形を施しシャドウマ
スクとして必要な形状を形成し、ブラウン管に組み込ま
れる。

【０００３】この際、シャドウマスクには高精度で電子
ビームを遮蔽することが求められるので、その材料とな
るシャドウマスク材には極めて高いエッチング加工精度
とプレス成形精度とを両立させることが要求される。

【０００４】このような特性を得るために、介在物の低
減、結晶粒度の調整、結晶方位の制御など従来から様々
な手法が提案されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】プレス成形精度を向上
させるために適用されている手法の一つとして、エッチ
ング加工により電子ビーム透過孔を形成した材料を加熱
した状態で成形する方法いわゆる温間プレス成形法が特
公平５−４９７２７号等に提案されている。

【０００６】温間において成形することは、材料の耐力
を減ずることができ、成形精度を高めることが可能とな
り、有効である。

【０００７】また、上述したようなプレス成形や冷間圧
延の前処理として、素材を８００℃以上に加熱する軟化
焼鈍処理が行われている。このような軟化焼鈍処理は、
充分な再結晶により材料を軟化させ、加工し易くするた
めの処理として有効である。

【０００８】しかし、８００℃以上の高温で長時間の軟
化焼鈍処理を適用することは、エネルギーの消費が増大
し、取り扱いも難しくなるので、できるだけ低い温度あ
るいはできるだけ短い時間で軟化が可能な素材が求めら
れている。

【０００９】このような軟化焼鈍処理を適用する素材に
おいて、酸素量を低減して、酸化物系介在物を低減して
プレス成形性を向上させることが、特開平７−４８６５
１に提案されている。このように、介在物を低減するこ
とは、プレス成形性を改善する手段として有効である。
しかし、精錬条件を厳しくすれば介在物を低減すること
は可能になるが、素材製造時のコストがかかるため、実
際の製品に応用することには限界がある。

【００１０】また、プレス成形性向上のために、板厚表
面での（１００）方位が５〜７５％のＦｅ−Ｎｉ系シャ
ドウマスク合金にＣｏを添加し、Ｂ含有量を０．００１
０％以下とした、特開平６−１５８２２９が提案されて
いる。

【００１１】さらに、プレス成形性向上のために、板厚
の表面での（１００）方位が５〜７５％のＦｅ−Ｎｉ系
シャドウマスク合金にＣｒ、Ｓｂ含有量を規定し、Ｂ含
有量を０．００５％以下とした特開平７−７０７０４が
提案されている。

【００１２】これらの提案では、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の粒界に偏析し、結晶粒の成
長性が阻害され、結果的には著しい混粒組織を生ずる、
としている。

【００１３】しかし、本発明者の検討によると、実際に
プレス前焼鈍時に形成される再結晶の粒界に偏析した
り、ピン止め効果や、引きずり効果によって結晶粒の成
長性を阻害しているのは、Ａｌ、Ｎ、Ｓ及Ｏ等の不純物
元素による影響が大きい。

【００１４】さらに、本発明者の検討によると、板厚の
表面での（１００）方位は、板厚の中心と比較し結晶粒
の回転が容易であるため（１００）方位が低下しやす
い、一方、板厚の中心では結晶粒の回転は表層と比べて
困難である。

【００１５】また、さらに、８００℃を超える高温での
軟化焼鈍時においては、板厚の表面と中心での差異は若
干であるが、８００℃以下の低温での軟化焼鈍時におい
ては、板厚の表面における（１００）方位の低下が著し
いのに対して、板厚の中心の（１００）方位の低下は少
なく、板厚の表面と、中心では（１００）方位の低下の
傾向には大きな差異が生じていることを確認した。

【００１６】本発明者はこれまでに、この問題を化学組
成の面から解決する手段として特願平８−２２５０３５
を提案した。この発明は、軟化焼鈍特性に効果のあるＢ
（ａｔ％）を特定量添加し、かつＢ（ａｔ％）／Ｎ（ａ
ｔ％）の比率およびＡｌ、Ｓ、Ｏ、Ｐ等の微量元素を規
定することにより、軟化焼鈍特性に優れた電子部品用Ｆ
ｅ−Ｎｉ合金薄板を得るものである。

【００１７】本発明者は、今回の更なる研究において、
特願平８−２２５０３５よりも生産効率性に優れた方法
を検討した。よって、本発明はより生産性に有効かつ軟
化焼鈍特性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金
薄板を提供することを目的とする。

【００１８】

【課題を解決するための手段】本発明者は、軟化特性と
金属組織および化学組成の関係について研究を行った。
その結果、母材がＮｉ３２〜４０％、Ｓｉ≦０．１％、
Ｍｎ≦０．５％の材料において、軟化に有害なＡｌを４
００ｐｐｍ以下、Ｎを５０ｐｐｍ以下とした時に、特定
量のＢ（ホウ素）を含有させると結晶粒の成長を促進し
軟化をはやめるという効果を見出した。さらに板厚の中
心での（１００）の集積度を９０％以下とすることによ
り、より一層結晶粒の成長を促進し軟化を速めることを
見出した。これが本発明の第１発明である。

【００１９】前途したように、母材がＮｉ３２〜４０
％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．５％の材料において、
軟化に有害なＡｌを４００ｐｐｍ以下、Ｎを５０ｐｐｍ
以下とした時に、特定量のＢ（ホウ素）を含有させる
と、ＢはＢＮとして析出するか、金属組織の合金中に固
溶する。金属組織中にＢＮとて析出または、固溶された
Ｂは結晶粒の移動を容易にし、成長を促進し、軟化を速
めるとことを見出した。これが本発明の第２発明であ
る。この発明条件においては、軟化に有害なＡｌを４０
０ｐｐｍ以下、Ｎを５０ｐｐｍ以下とすると、効果は大
きくなる。

【００２０】また、本発明者は上記母材に不可避的に含
有するＳ，Ｏ，Ｐを（Ｓ＋Ｏ）≦１５０ｐｐｍ、Ｐ≦１
００ｐｐｍにすることにより、さらに軟化焼鈍特性が向
上し、かつ軟化焼鈍によるプレス成形性をも向上させる
ことを見出した。これが本発明の第３発明である。

【００２１】本発明者は、さらに検討を進め、上記のよ
うな金属組織と化学組成を有する材料において、軟化特
性の劣化効果のあるＮと軟化特性の向上効果のあるＢの
比で、Ｂの割合を指定値以上に高くすることにより、軟
化特性が向上して行く傾向を見出した。そして、詳細に
研究を行った所、Ｂ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）＞０．２
に制御することにより、軟化特性がさらに向上し、かつ
プレス成形性の向上が図れることを突きとめた。これが
本発明の第４発明である。

【００２２】さらに、本発明者は、（１００）の集積度
と軟化特性の関係について詳細に検討した所、Ｎｉ３２
〜４０％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｂ５〜５
０ｐｐｍ、Ａｌ≦４００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐｍ、（Ｓ
＋Ｏ）≦１５０ｐｐｍ、Ｐ≦１００ｐｐｍ、Ｂ／Ｎ＞
０．２の化学組成を有する材料においては、板厚の中心
での（１００）の集積度を８０％以下にすることによ
り、一層の軟化特性の向上が図れ、かつ軟化焼鈍後のプ
レス成形性の向上にも効果が図れることを見出した。こ
れが本発明の第５発明である。

【００２３】本発明の軟化焼鈍方法は、上記の第１発明
から第５発明に記載のシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合
金薄板をプレス成形する際に、プレス成形前の軟化焼鈍
を８００℃以下という低温で行なうものである。本発明
のような特定な組織を有する材料については、低い軟化
焼鈍でも容易にプレス成形性を得ることができる。

【００２４】

【発明の実施の形態】上述したように本発明の最大の特
徴は、Ｆｅ−Ｎｉ系合金に特定量のＢ（ホウ素）を添加
し、かつ板厚の中心での（１００）方位の集積度を低減
することにより、シャドウマスク材のプレス成形前の軟
化焼鈍時に、結晶粒成長を速め、焼鈍を低温化あるいは
短時間化させる効果がある事を見出したところにあり、
更には、この効果を得ることができる最適な化学組成範
囲と金属組織を解明したことにある。

【００２５】まず、発明者は特定量のＢを含有させるこ
とにより、焼鈍時に結晶粒の成長が促進され、軟化焼鈍
の低温化あるいは短時間化が計れることを見出した。こ
れは、特定量のＢを含有させることによりＢＮが析出す
るようになり、ピン止め効果により結晶粒の成長を著し
く抑制するＡｌＮの析出が低減されること、あるいはＦ
ｅ−Ｎｉ系合金がＢを固溶することにより、結晶粒の移
動が容易になるためと考えられる。

【００２６】次に板厚の中心の（１００）方位と軟化機
構の関係について述べる。Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板の再結
晶集合組織の優先方位は＜１００＞｛００１｝であり、
立方体方位と呼ばれる方位に、高い集積度で配向する。
この方位に非常に高い割合で集積した場合の結晶粒界は
安定であるため、８００℃以下という低温での軟化焼鈍
条件では、軟化の促進は難しく、軟化焼鈍の処理温度が
高温化することが分かった。

【００２７】更に調査を進めたところ、（１００）の集
積度と軟化特性には相関があり、板厚の中心での粒成長
の自由度は、板厚の表面と比べ低くなることから、板厚
の中心での（１００）の集積度を９０％以下にすると、
軟化特性が向上することを見出した。

【００２８】この効果は、Ａｌ（アルミニウム）、Ｎ
（窒素）を規制し、さらに好ましくはＳ（硫黄）、Ｏ
（酸素），Ｐ（リン）といった微量不純物も低減し、か
つ軟化特性を向上させるＢをＢ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ
％）＞０．２の割合で添加した場合においては、板厚の
中心での（１００）の集積度を８０％以下にすることに
より、さらに軟化特性の向上が可能になる。

【００２９】このように５〜５０ｐｐｍという特定量の
Ｂを添加させることによる、板厚の中心での（１００）
低減の効果を得るためには、ＮおよびＡｌの管理が最も
重要となり、さらに効果を高めるためにはＮ、Ａｌの管
理に加えてＳ、Ｏ、Ｐの管理が必要となり、最もよい効
果を得るためにはＮ、Ａｌ、Ｓ、Ｏ、Ｐの管理に加え
て、軟化特性向上の効果のあるＢをＢ（ｗｔ％）／Ｎ
（ｗｔ％）＞０．２に制御することにより得られる。

【００３０】本発明においては、上述したようにＢは軟
化を促進する効果のある重要な元素であり、５ｐｐｍ以
上添加することにより、十分な効果が得られる。上限を
５０ｐｐｍ以下とした理由は、本発明の材料はシャドウ
マスク用の薄板素材であり、エッチング加工によってビ
ーム透過孔を素材に形成するが、その際にＢを５０ｐｐ
ｍより多く含有した材料はエッチングスピードが著しく
低下し、エッチング加工時の生産性を低下させるため
に、Ｂ含有量の上限を５０ｐｐｍとした。

【００３１】Ｎは上述したようにＡｌＮとして析出しピ
ン止め効果を起こすなどの軟化を抑制する効果がある。
また、過度のＢＮ析出も軟化特性を劣化させるため、５
０ｐｐｍ以下に低減する必要がある。

【００３２】上述したように、ＢはＮをＢＮとして固定
するか、あるいは固溶されることにより軟化特性を向上
させているという、これらのメカニズムに従う最適なＢ
（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）比について検討を行った所、
Ｂ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）＞０．２とすることが好ま
しいという結論を得た。

【００３３】Ａｌ（アルミニウム）は脱酸剤として用い
られてるが、不純物として存在する元素であり、鋼中に
存在するＮ，Ｏ、特にＮと結合して介在物となり、４０
０ｐｐｍを超えると、結晶粒の成長を抑制するピン止め
効果を、あるいは粒界に存在するＡｌの引きずり効果
（Ｄｒａｇ効果）、若しくはその両方を引き起こして軟
化を阻害する。このために特定量のＢ添加と板厚の中心
付近での（１００）の集積度低減による軟化特性の向上
効果を阻害させないために４００ｐｐｍ以下に制限する
必要がある。

【００３４】Ｓ（硫黄）やＯ（酸素）は不可避的に含有
する元素であり、Ｓは鋼中のＭｎなどと結合して介在物
となるし、ＯはＡｌ、Ｓｉ（珪素）、Ｍｎ（マンガン）
などの元素と結合し介在物となり、ピン止め効果を引き
起こし、軟化を阻害するので、可能な限り低減すること
が望ましい。しかし、これらの元素を取り除き高純度に
することは経済性の面から困難である。よって経済的で
あり、かつ軟化特性が十分に得られる成分範囲を検討し
た結果、ＳとＯを合わせた含有量が１５０ｐｐｍを越え
ると著しく軟化特性を劣化させることを見出し、Ｓ＋Ｏ
を１５０ｐｐｍ以下に制限することにより、より一層優
れた軟化特性が得られることを見出した。

【００３５】Ｐ（リン）は引きずり効果を引き起こし、
結晶粒成長を阻害する元素なので、軟化特性を低下させ
る。しかし、Ｐは原料の選択や精錬の経済性の面から低
減には限界がある。そこで本発明者はＰの含有量の変化
と軟化特性の関係について検討を行った結果、Ｐの含有
量が１００ｐｐｍ以下であると殆ど軟化特性に影響があ
らわれないことを見出し、Ｐの含有量の上限を１００ｐ
ｐｍとした。

【００３６】Ｎｉは、３２％未満では熱膨張率が高くな
るために、低熱膨張材としての特性が得られなくなるた
めに、下限を３２％とした。また、Ｎｉを４０％を超え
て添加しても熱膨張特性が劣化するために、上限を４０
％とした。

【００３７】Ｓｉは、脱酸剤として添加されるか、ある
いは合金中に不可避的に存在する元素である。０．１％
を超えると、エッチング加工を行う際のエッチング液の
劣化などを速めるので、０．１％を上限とした。

【００３８】Ｍｎは、脱酸元素として添加されるか、あ
るいは合金中に不可避的に存在する元素である。０．５
％を超えると、ＭｎＳの析出が著しくなり、軟化を遅く
することから、上限を０．５％とした。

【００３９】本発明の化学組成以外のもう1つの特徴で
ある（１００）の集積度について説明する。本発明者
は、化学組成面から以外にも金属組織の面からの改善の
検討を行ったところ、上述したように、立方体方位に集
積させないことにより、結晶粒の成長を促進することが
可能となり、軟化特性を向上させることができることを
見出した。軟化特性の向上が計れる立方体方位の集積度
の指標として（１００）方位の集積度を選び、この（１
００）方位の集積度と軟化特性の関係を詳細に検討した
結果、（１００）の集積度が９０％以下になると、軟化
特性が向上することを見出した。

【００４０】さらに詳細に検討したところ、化学組成的
に最も軟化が促進される材料、すなわちＢ５〜５０ｐｐ
ｍ含有し、Ａｌ≦４００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐｍ、（Ｓ
＋Ｏ）≦１５０ｐｐｍ、Ｐ≦１００ｐｐｍ、Ｂ／Ｎ＞
０．２に微量元素を制御した素材においては、（１０
０）の集積度を８０％以下にすることにより、さらに軟
化特性が向上することを見出した。

【００４１】本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金薄板を得るため
にあたっては、例えば、本発明の組成を満たす薄板にな
るよう、所定の成分に調整した溶湯を造塊あるいは鋳造
したものを、熱間圧延し、冷間圧延の工程における焼鈍
温度を高くすることや圧延率を低くすることにより（１
００）の集積度を低下させること、すなわち立方体方位
への集積度を低下させることで可能となる。

【００４２】このような化学組成と金属組織を有する素
材は、経済性を損なうことなくシャドウマスク用Ｆｅ−
Ｎｉ系合金薄板を製造することが可能である。そしてこ
のようなシャドウマスク用素材は、プレス成形前の軟化
焼鈍を８００℃以下の低温で行っても、十分に耐力が低
減でき、プレス成形を行うことが可能となる。

【００４３】ここで、本発明の軟化焼鈍特性向上の効果
について、図をもって具体的に説明する。図１にＮ含有
量を２５ｐｐｍとし、Ｂ含有量を変化させＢ（ｗｔ％）
／Ｎ（ｗｔ％）比を変化させた、板厚の中心の（１０
０）の集積度が８６％の本発明品（Ａ）および板厚の中
心の（１００）の集積度が９６％の比較品（Ｂ）のＦｅ
−Ｎｉ系合金薄板に、８００℃×２０分の軟化焼鈍を施
した試料の、軟化焼鈍特性を求めたグラフを示す。

【００４４】図１より、Ｂ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）の
比が０．２の、本発明試料でＨＶ１３０以下となること
が分かる。このことは、Ｂ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）の
比を管理し、板厚の中心の（１００）の集積度が９０％
以下の試料で、軟化焼鈍特性向上の効果を示す。

【００４５】図２、３および４に示すミクロ組織写真
は、Ｎ及びＢ含有量をあらかじめ１５ｐｐｍで調整し、
Ｂ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）の比が１．０の材料にＯ、
Ｓ及びＰの含有量を変化させたものである。更に、オー
ステナイトの平均結晶粒径を、あらかじめ１４μｍに調
整したＦｅ−Ｎｉ系合金薄板に８００℃×２０分間の軟
化焼鈍を行った後、そのミクロ組織を光学顕微鏡にて２
００倍で観察したものである。

【００４６】写真（Ａ）で用いたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板
はＢは７ｐｐｍ、Ｎは３３ｐｐｍ、Ａｌ含有量は２５０
ｐｐｍ、（Ｓ＋Ｏ）は１１３ｐｐｍ、およびＰは８４ｐ
ｐｍであり、板厚の中心の（１００）の集積度は７３％
であり、本発明を満たすものである。

【００４７】写真（Ｂ）で用いたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板
はＢは７ｐｐｍ、Ｎは３２ｐｐｍ、Ａｌ含有量は３７０
ｐｐｍ、（Ｓ＋Ｏ）は１３０ｐｐｍ、およびＰは８６ｐ
ｐｍであり、板厚の中心の（１００）の集積度は８７％
であり、本発明を満たすものである。

【００４８】写真（Ｃ）で用いたＦｅ−Ｎｉ系合金薄板
はＢは４ｐｐｍ、Ｎは１９ｐｐｍ、Ａｌ含有量は３９０
ｐｐｍ、（Ｓ＋Ｏ）は１３０ｐｐｍ、およびＰは８８ｐ
ｐｍであり、板厚の中心の（１００）の集積度は９５％
であり、比較材である。

【００４９】前途した試料の軟化焼鈍後の断面ミクロ組
織を、それぞれ２０視野観察を行なった。図２、３およ
び４より、軟化焼鈍後における写真（Ａ）、（Ｂ）、
（Ｃ）の平均結晶粒径はそれぞれ、１８μｍ、１７μ
ｍ、１４μｍであり、（Ａ）および（Ｂ）は比較材
（Ｃ）に比べて、結晶粒の成長が著しく促進しているの
が分かる。

【００５０】また、（Ａ）および（Ｂ）についても、板
厚の中心の（１００）の集積度が７３％である（Ａ）
は、板厚の中心の（１００）の集積度が８７％である
（Ｂ）より結晶粒が成長しているのが認められ、本発明
が軟化焼鈍特性において従来にない優れた効果を示すこ
とが分かる。

【００５１】

【実施例】以下本発明の実施例について説明する。試料
は、熱間圧延工程までは同一の工程で作製し、冷間圧延
工程は下記に示しＡからＥの４つの工程で作製した。

【００５２】工程Ａ：真空溶解−熱間加工（厚さ２．５
ｍｍ）−酸洗い−表面研削−冷間圧延（厚さ０．２５ｍ
ｍ）−“焼鈍（８５０℃）”−冷間圧延（厚さ０．２
０）−歪み取り焼鈍（７００℃）

【００５３】工程Ｂ：真空溶解−熱間加工（厚さ２．５
ｍｍ）−酸洗い−表面研削−冷間圧延（厚さ０．６ｍ
ｍ）−“焼鈍（７５０℃）”−冷間圧延（厚さ０．２５
ｍｍ）−“焼鈍（８５０℃）”−冷間圧延（厚さ０．２
０）−歪み取り焼鈍（７００℃）

【００５４】工程Ｃ：真空溶解−熱間加工（厚さ２．５
ｍｍ）−酸洗い−表面研削−冷間圧延（厚さ０．６ｍ
ｍ）−“焼鈍（８５０℃）”−冷間圧延（厚さ０．２５
ｍｍ）−“焼鈍（８５０℃）”−冷間圧延（厚さ０．２
０）−歪み取り焼鈍（７００℃）

【００５５】工程Ｄ：真空溶解−熱間加工（厚さ２．５
ｍｍ）−酸洗い−表面研削−冷間圧延（厚さ１．０ｍ
ｍ）−“焼鈍（８５０℃）”−冷間圧延（０．４ｍｍ）
−“焼鈍（７５０℃）”−冷間圧延（厚さ０．２５ｍ
ｍ）−“焼鈍（８５０℃）”−冷間圧延（厚さ０．２
０）−歪み取り焼鈍（７００℃）

【００５６】工程Ｅ：真空溶解−熱間加工（厚さ２．５
ｍｍ）−酸洗い−表面研削−冷間圧延（厚さ１．０ｍ
ｍ）−“焼鈍（８５０℃）”−冷間圧延（０．４ｍｍ）
−“焼鈍（８５０℃）”−冷間圧延（厚さ０．２５ｍ
ｍ）−“焼鈍（８５０℃）”−冷間圧延（厚さ０．２
０）−歪み取り焼鈍（７００℃）

【００５７】本実施例では、“ ”で示した冷間圧延
工程での軟化焼鈍の回数を増やすことや高温にすること
により、板厚の中心付近での（１００）方位の集積度を
下げた。すなわち、Ａ（高い）＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞Ｅ（低
い）の順で板厚の中心付近での（１００）の集積度が低
くなっている。

【００５８】表１に作製した試料の化学組成を示す。

【００５９】

【表１】

【００６０】Ｎｏ１、２はＢの含有量の少ない試料であ
る。

【００６１】Ｎｏ３、４、５、６は本発明の第１発明お
よび第２発明の化学組成の規定条件であるＮｉ３２〜４
０％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．５％、Ｂ５〜５０ｐ
ｐｍ、Ａｌ≦４００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐｍの範囲にあ
り、ＢとＮの含有量を変化させ、軟化特性の変化を比較
した試料である。

【００６２】Ｎｏ７はＡｌの含有量が４００ｐｐｍを超
えている試料である。

【００６３】Ｎｏ８は本発明の第３発明の化学組成の既
定条件であるＮｉ３２〜４０％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ
≦０．５％、Ｂ５〜５０ｐｐｍ、Ａｌ≦４００ｐｐｍ、
Ｎ≦５０ｐｐｍ、Ｓ＋Ｏ≦１５０ｐｐｍ、Ｐ≦１００ｐ
ｐｍの範囲にある試料である。

【００６４】Ｎｏ９は本発明の第４発明の化学組成の規
定条件であるＮｉ３２〜４０％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ
≦０．５％、Ｂ５〜５０ｐｐｍ、Ａｌ≦４００ｐｐｍ、
Ｎ≦５０ｐｐｍ、Ｓ＋Ｏ≦１５０ｐｐｍ、Ｐ≦１００ｐ
ｐｍかつＢ（ＷＴ％）／Ｎ（ＷＴ％）＞０．２の範囲に
ある試料である。

【００６５】Ｎｏ１０はＮの含有量が５０ｐｐｍを超え
ている試料である。

【００６６】軟化焼鈍特性の評価方法としては、温度
（℃）×２０（分）で温度を変化させ、温度が８００℃
以下でビッカース硬さで１３０（ＨＶ）以下になる試料
を、低温での軟化焼鈍特性に優れている試料であると評
価した。また、試料を８００（℃）×時間（分）で時間
を変化させ、時間が２０分以下でビッカース硬さで１３
０（ＨＶ）以下になる試料を、短時間での軟化焼鈍特性
に優れている試料であると評価した。

【００６７】ＡからＥの工程で作製したＮｏ１から１０
の各試料の軟化焼鈍特性の評価結果を表２に示す。

【００６８】

【表２】

【００６９】Ｎｏ１、２のＢの含有量が５ｐｐｍ未満の
材料では、製造工程を変えて（１００）の集積度を低く
しても、８００℃×２０分の焼鈍で１３０ＨＶ以下には
ならなかった。このことから、特定量のＢの添加は軟化
焼鈍特性に好影響を与えているのが分かる。

【００７０】Ｎｏ３、４、５、６では、（１００）方位
の集積度が９０％以下となっている工程Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ
で作製した請求項１の規定を満たす試料は、８００℃×
２０分以下の焼鈍条件で１３０ＨＶ以下の硬さとなる。
この事とＮｏ１、２の結果を比較検討すると、本発明の
第１発明の条件を満たすことにより軟化焼鈍特性の向上
が計れることが分かる。しかし、化学組成の規定のみ満
たし、（１００）方位の集積度が９０％以下という条件
を満たしていない工程Ａで作製した試料は、８００℃×
２０分以上の焼鈍条件でなければ、１３０ＨＶ以下の硬
さにならず、軟化焼鈍特性が優れた試料とはなっていな
い。このことから化学組成だけでなく、（１００）方位
の集積度も重要であることが分かる。

【００７１】Ｎｏ７のＡｌの含有量が４００ｐｐｍを超
えている試料では、工程ＡからＥのどの工程で作製した
試料も、８００℃×２０分以上の焼鈍条件でなければ、
１３０ＨＶ以下の硬さにならず、軟化焼鈍特性が劣った
材料となっている。この事から、Ａｌ含有量のコントロ
ールも本発明においては重要であることが分かる。

【００７２】Ｎｏ８は、本発明の第３発明の化学組成に
関する規定を満たしている試料である。この試料におい
て、（１００）方位が９０％以下となっている工程Ｂ、
Ｃ、Ｄ、Ｅで作製した試料は、８００℃×２０分以下の
焼鈍条件で１３０ＨＶの硬さが得られるだけなく、（Ｓ
＋Ｏ）を１５０ｐｐｍを超えて含有し、かつＰを１００
ｐｐｍ以上超えているＮｏ３、４、５の試料や（Ｓ＋
Ｏ）を１５０ｐｐｍ超えて含有しているＮｏ６の試料と
を、同一の工程で作製した試料で比較すると分かるよう
に、本発明の第２発明の化学組成の規定を満たしている
Ｎｏ８の方がより低温あるいは短時間で１３０ＨＶ以下
の硬さが得られる。このことから、（Ｓ＋Ｏ）≦１５０
ｐｐｍかつＰ≦１００ｐｐｍと化学組成を厳しくコント
ロールすることにより、軟化焼鈍特性のより一層の向上
が計れることが分かる。しかし、このＮｏ８の化学組成
でも、（１００）方位の集積度が９０％以上の９５％あ
る工程Ａで作製した試料では、８００℃×２０分以下の
軟化焼鈍条件では、１３０ＨＶ以下の硬さが得られてい
ない。

【００７３】Ｎｏ９は、本発明の第４発明の化学組成に
関する規定を満たしている試料である。この試料におい
て、（１００）方位が９０％以下となっている工程Ｂ、
Ｃ、Ｄ、Ｅで作製した試料は、８００℃×２０分以下の
焼鈍条件で１３０ＨＶの硬さが得られるだけでなく、Ｂ
（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）の値以外は殆ど同じ化学組成
をもつＮｏ８の同一工程で作製した試料と比較すると分
かるように、Ｂ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）の値が０．２
７と、０．２を超えているＮｏ９の方が、軟化焼鈍特性
に優れていることが分かる。また、このように化学組成
をコントロールしたＮｏ９のような試料においては、工
程Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅの比較から分かるように、（１０
０）方位の集積度を９０％以下にすることに、著しく軟
化焼鈍特性を改善することが可能であり、さらに（１０
０）方位の集積度を８０％以下にすることにより、さら
なる軟化焼鈍特性の改善が計れることが分かる。

【００７４】Ｎｏ１０は、Ｎ含有量が５０ｐｐｍを超え
て５５ｐｐｍ含有している試料であり、工程ＡからＥの
どの工程で試料を作製しても、８００℃×２０分以下の
軟化焼鈍条件では、１３０ＨＶ以下の硬さにはならず、
軟化焼鈍特性が劣っていることが分かる。

【００７５】

【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系合金薄板および軟化焼鈍方法であれ
ば、８００℃以下で焼鈍するだけで軟化が可能であり、
より具体的には８００℃×２０分以下という低温、短時
間の焼鈍条件でプレス成形が可能な硬さまで軟化させる
ことが可能である。従って、本発明によればプレス前の
軟化焼鈍温度を低温化あるいは短時間化することが可能
となる。このことは、成分調整の簡易化による生産性の
向上に加えて、焼鈍に要するコストの削減を可能とする
ので、経済的効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のＢ／Ｎ比と硬さとの関係を示す軟化焼
鈍特性グラフである。

【図２】本発明のシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄
板の軟化焼鈍後の金属組織の顕微鏡写真である。

【図３】本発明のシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄
板の軟化焼鈍後の金属組織の顕微鏡写真である。

【図４】比較用のシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄
板の軟化焼鈍後の金属組織の顕微鏡写真である。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％でＮｉ３２〜４０％、Ｓｉ≦０．
   １％、Ｍｎ≦０．５％、Ｂ５〜５０ｐｐｍを含有し、残
   部が実質的にＦｅでなる組成を有し、合金内に存在する
   不純物元素のうちＡｌ≦４００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐｍ
   であり、他は不可避的に含有する不純物からなり、かつ
   板厚の中心での（１００）の集積度が９０％以下である
   事を特徴とする軟化焼鈍特性に優れたシャドウマスク用
   Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板。
2. 【請求項２】 重量％でＮｉ３２〜４０％、Ｓｉ≦０．
   １％、Ｍｎ≦０．５％、Ｂ５〜５０ｐｐｍを含有し、残
   部が実質的にＦｅでなる組成を有し、合金内に存在する
   不純物元素のうちＡｌ≦４００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐｍ
   であり、前記ＢがＢＮとして析出するか、前記Ｂが前記
   組成の合金に固溶することで、結晶粒の移動を容易にし
   たことを特徴とする軟化焼鈍特性に優れたシャドウマス
   ク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板。
3. 【請求項３】 重量％でＮｉ３２〜４０％、Ｓｉ≦０．
   １％、Ｍｎ≦０．５％、Ｂ５〜５０ｐｐｍを含有し、残
   部が実質的にＦｅでなる組成を有し、合金内に存在する
   不純物元素のうちＡｌ≦４００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐ
   ｍ、（Ｓ＋Ｏ）≦１５０ｐｐｍ、Ｐ≦１００ｐｐｍであ
   り、他は不可避的に含有する不純物からなり、かつ板厚
   の中心での（１００）の集積度が９０％以下である事を
   特徴とする軟化焼鈍特性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ
   −Ｎｉ系合金薄板。
4. 【請求項４】 重量％でＮｉ３２〜４０％、Ｓｉ≦０．
   １％、Ｍｎ≦０．５％、Ｂ５〜５０ｐｐｍを含有し、残
   部が実質的にＦｅでなる組成を有し、合金内に存在する
   微量元素は、Ａｌ≦４００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐｍ、
   （Ｓ＋Ｏ）≦１５０ｐｐｍ、Ｐ≦１００ｐｐｍであり、
   他は不可避的に含有する不純物からなり、かつ板厚の中
   心での（１００）の集積度が９０％以下であり、さらに
   Ｂ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）＞０．２である事を特徴と
   する軟化焼鈍特性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ
   系合金薄板。
5. 【請求項５】 重量％でＮｉ３２〜４０％、Ｓｉ≦０．
   １％、Ｍｎ≦０．５％、Ｂ５〜５０ｐｐｍを含有し、残
   部が実質的にＦｅでなる組成を有し、合金内に存在する
   微量元素は、Ａｌ≦４００ｐｐｍ、Ｎ≦５０ｐｐｍ、
   （Ｓ＋Ｏ）≦１５０ｐｐｍ、Ｐ≦１００ｐｐｍであり、
   他は不可避的に含有する不純物からなり、かつ板厚の中
   心での（１００）の集積度が８０％以下であり、さらに
   Ｂ（ｗｔ％）／Ｎ（ｗｔ％）＞０．２である事を特徴と
   する軟化焼鈍特性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ
   系合金薄板。
6. 【請求項６】 請求項１から５に記載の軟化焼鈍特性に
   優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板をプレス
   成形する際に、プレス成形前の軟化焼鈍を８００℃以下
   で行う事を特徴とする軟化焼鈍特性に優れたシャドウマ
   スクの用Ｆｅ−Ｎｉ合金薄板の軟化焼鈍方法。