專利名稱：低熱膨脹合金薄板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種用于陰極射線顯像管的蔭罩等的Fe-Ni系的低熱膨脹合金薄板及其制造方法。
背景技術：
陰極射線顯像管的蔭罩，為了在原材料的合金薄板上穿孔而對其進行腐蝕加工，此孔用于使電子束通過，為了容易成形而進行沖壓前軟化退火，配合陰極射線顯像管的形狀，進行沖壓成形而制成，裝入陰極射線顯像管。
一直以來，作為陰極射線顯像管的蔭罩的原材料，F(xiàn)e-Ni系合金薄板是周知的。此合金由于熱膨脹系數(shù)比低碳鋼低，隆起，即，通過電子束的照射被加熱而產生熱膨脹，由此蔭罩發(fā)生變形，由于通過蔭罩的孔的電子束射不到熒光屏的預定位置，因而產生套色不準的現(xiàn)象很難發(fā)生。實際上，本發(fā)明人等確認了如果Fe-Ni系合金薄板在20～100℃時的平均熱膨脹系數(shù)在1.2×10-6/℃以下，隆起就難以發(fā)生，進而如果在0.9×10-6/℃以下，隆起幾乎不發(fā)生。
然而，對于Fe-Ni系合金薄板，存在輸送陰極射線顯像管時振動等沖擊產生的蔭罩面的凹陷、和由于磁屏蔽性不充分而產生的電子束的偏倚導致套色不準的問題，期望改善沖壓前軟化退火后的耐沖擊性和提高磁特性。
本發(fā)明人通過對預先進行沖壓前軟化退火后的耐沖擊性和磁特性進行研究發(fā)現(xiàn)如果沖壓前軟化退火后的0.2％屈服強度為270MPa以上，在蔭罩成形后的沖擊試驗中凹陷的出現(xiàn)率格外小，如果0.2％屈服強度超過320MPa，蔭罩的沖壓成形本身變得困難。此外，可知如果最大導磁率為7000以上，在腐蝕加工后的磁屏蔽性試驗中，侵入磁通量變得特別少。
為了改善耐沖擊性(改善強度)，在特許第3150831號公報中提出了一種向Fe-Ni系合金中添加Nb，使楊氏彈性模量提高的低熱膨脹合金薄板。具體為一種Fe-Ni系合金薄板，其中，含有C0.003～0.02％、N0.01以下、Si0.01～2.0％、Mn0.01～3.0％、Ni25～45％、Cr1.0％以下、Nb0.01～1.0％、B0.01％以下、S0.01％以下，余量由Fe以及不可避免的雜質構成，并且(C+N)≤-0.008Nb+0.023。
另一方面，為了提高磁特性，在特開平10-199719號公報中，提出了降低N，添加B的Fe-Ni系合金薄板。具體為一種使N在50ppm以下、在5～50ppm的范圍內添加B，以使B[at.％]/N[at.％]在0.8以上，含30～85％Ni的Fe-Ni系合金薄板。在合金薄板中，如果使Al在400ppm以下，使○在50ppm以下，可得到優(yōu)良的磁特性，此外，添加Cr、Mo、Cu、Si等可有效改善磁特性。
然而，在特許第3150831號公報中記載的合金薄板中，雖然高楊氏彈性模量使蔭罩的剛性提高，但是不能穩(wěn)定得到的高的導磁率，蔭罩的磁屏蔽性不充分。此外，熱膨脹系數(shù)為1.51～2.32×10-6/℃，不能充分地抑制隆起。
在特開平10-199719號公報中記載的合金薄板中，Ni的成分范圍廣，不能穩(wěn)定地得到作為目標的低熱膨脹系數(shù)。

發(fā)明內容
本發(fā)明之目的在于，提供一種可得到足夠低的熱膨脹系數(shù)，并在進行沖壓前軟化退火，形成蔭罩后，可得到優(yōu)良的耐沖擊性和磁特性的Fe-Ni系低熱膨脹合金薄板及其制造方法。
此目的實質上通過一種低熱膨脹合金薄板達成，此低熱膨脹合金薄板質量百分比構成為Ni35～37％、C0.01～0.07％、Si0.3以下、Mn0.6％以下、P0.01％以下、S0.005％以下、N0.01以下、Al0.1以下，余量為Fe，并且奧氏體結晶粒度號在9以上，(200)面集成度在85％以下。
此低熱膨脹合金薄板通過低熱膨脹合金薄板的制造方法實現(xiàn)，此制造方法具有對具有上述成分的熱軋板，至少重復進行一次以上冷軋和重結晶退火的工序，和在最終的重結晶退火后再進行最終的冷軋的工序；并且在最終的重結晶退火前的冷軋的冷軋率為50～90％，最終的重結晶退火的溫度為1000℃以下。


圖1是表示沖壓前軟化退火后的0.2％屈服強度(0.2％PS)和最大導磁率(μmax)的關系的圖。
具體實施例方式
本發(fā)明人等，對Fe-Ni系合金薄板的沖壓前軟化退火后的耐沖擊性和磁特性，還有腐蝕特性進行了研究。其結果，弄清了以下事實通過把含碳量控制在比通常的Fe-Ni系合金薄板多的特定的范圍內，可以改善耐沖擊性和磁特性，蔭罩成形后的沖擊試驗中的凹陷的發(fā)生率很大程度上依存于沖壓前軟化退火后的0.2％屈服強度。以下說明其詳細內容。
1.成分NiNi是得到低熱膨脹性必需的元素。由于不足35％或者超過37％，熱膨脹系數(shù)不能變得足夠低，因此使Ni為35～37％。
C為了提高沖壓前軟化退火的耐沖擊性和磁特性，需要使C在0.01％以上。然而，如果超過0.07％會使腐蝕特性和低熱膨脹性變差，所以使C為0.01～0.07％。
Si由于Si使得低熱膨脹性和蔭罩的黑化處理性變差，所以使其在0.3％以下，優(yōu)選在0.09％以下。
Mn由于Mn使低熱膨脹性變差，所以使其在0.6％以下，優(yōu)選在0.1％以下。另外，由于Mn是對合金的脫氧和高溫加工性有效的元素，所以優(yōu)選在0.01％以上。
P由于P使腐蝕特性變差，所以使其在0.01％以下。
S由于S作為硫化物析出，使合金的高溫加工性變差，所以使其在0.005以下。
N由于如果N被與Al、Nb、V等的元素含在一起，就作為氮化物析出，使腐蝕特性變差，并使合金的高溫加工性變差，因此使其在0.01％以下。
Al由于Al作為氮化物析出，使低熱膨脹性變差，并使合金的高溫加工性變差，所以使其在0.1％以下，優(yōu)選在0.04％以下。此外，由于Al在熔融制造時，具有降低合金中的夾雜物的效果，所以優(yōu)選在0.005％以上。
余量實際上為Fe。即，在不妨礙本發(fā)明的效果的范圍內，也可以含有其他的元素。
這樣，實質上通過使質量百分比構成為Ni35～37％、C0.01～0.07％、Si0.3％以下、Mn0.6％以下、P0.01％以下、S0.005％以下、N0.01％以下、Al0.1％以下，余量為鐵，可以得到隆起難以發(fā)生的1.2×10-6/℃以下的熱膨脹系數(shù)。進而，通過使質量百分比為Si0.09％以下、Mn0.01～0.1％、Al0.005～0.04％，可以得到隆起幾乎不發(fā)生的0.9×10-6/℃以下的熱膨脹系數(shù)。
2.奧氏體的結晶粒度如上述，在本發(fā)明中，由于含碳量比以往的蔭罩用合金高，因而微細碳化物析出，使腐蝕孔的壁面變得粗糙，給蔭罩的高精細化和高輝度化帶來障礙。然而，如果使按照JIS G0551，在軋制方向的截面測定的奧氏體結晶粒度號為9以上(細?；?，可以防止腐蝕孔壁面的粗糙。
3.(200)面集成度腐蝕孔的壁面的粗糙，不僅受上述的微細碳化物的影響，還受(200)面集成度的影響，(200)面集成度超過85％，粗糙就變得顯著。因此，需要使(200)面集成度在85％以下。
在這里，(200)面的集成度，通過進行基于MOKα射線的x射線衍射，測定奧氏體7個面(111)、(200)、(220)、(311)、(331)、(420)、(422)的積分強度，用任意取向的樣品的理論積分強度去除各面的強度的下式(1)而求出。
(200)面的集成度(％)＝{i(200)/I(200)}/{∑i(hkl)/I(hkl)×100(1)i(hkl)測定的樣品上的(hkl)面的實測積分強度I(hkl)任意取向的樣品的(hkl)面的理論積分強度∑7個面之和4.制法本發(fā)明的低熱膨脹合金薄板，可通過一種低熱膨脹合金薄板的制造方法而制造，此方法包括對具有上述成分的熱軋板至少重復進行一次以上的冷軋和重結晶退火的工序，和在最終的重結晶退火后再進行最終的冷軋的工序；并且最終的重結晶退火之前的冷軋的冷軋率為50～90％，最終的重結晶退火的溫度在1000℃以下。使最終的冷軋的冷軋率為50～90％，是因為如果不足50％，奧氏體結晶粒度號就達不到9(粗?；?，如果超過90％，(200)面集成度超過85％。此外，使最終的重結晶退火的溫度在1000℃以下，是因為如果超過1000℃，奧氏體結晶粒度號達不到9。
對上述內容作以總結，本發(fā)明的低熱膨脹合金薄板的制造方法的流程為熱軋板→(冷軋+重結晶退火)×n(n≥1)→最終冷軋，根據(jù)需要可以在最終冷軋后進行恢復退火。
熱軋板，將上述成分的合金融化，通過鑄錠法或者連續(xù)鑄造法制成板材后，加熱到900℃以上，進行熱軋而被制造。在鑄錠法中，根據(jù)需要對鑄錠在1000℃以上進行均質化熱處理后，然后進行初軋形成板材。而使用連續(xù)鑄造法制造的板，根據(jù)需要在1000℃以上進行均質化熱處理后，被實施熱軋?zhí)幚?。熱軋，例如?50～950℃的精軋溫度、650～800℃的卷繞溫度被實施。
此外，這樣制造的熱軋板，通過酸漬或者磨削除去表面的氧化皮后，如上所述至少重復進行一次以上冷軋和重結晶退火處理，使之成為板厚為0.05～0.5mm左右的薄板。
實施例1將表1所示成分的鋼A～F在電爐中熔化，鑄錠后，在1200℃以上溫度進行均熱處理，進行分塊軋制，使之成為板材。鋼A～D為本發(fā)明例，鋼E、F為比較例。
接著，對板材的表面整體進行磨削，將板材加熱到1000℃以上，以精軋溫度為850℃～950℃、卷繞溫度為650～800℃的溫度進行熱軋，使之成為熱軋卷材。對熱軋卷材進行酸漬，除去表面的氧化皮，然后以冷軋率20～80％進行冷軋，在750～1100％進行重結晶退火，再以冷軋率90％進行冷軋，在1000℃重復進行重結晶退火，然后以冷軋率15～40％進行最終的冷軋，在700～800℃進行恢復退火，制成板厚為0.12mm的薄板。在本實施例中，在最終的冷軋前，重復進行2次冷軋和重結晶退火。
從此薄板卷材的寬度方向中央部，采集JISS號拉伸試驗片，磁特性評價用環(huán)狀試驗片，熱膨脹系數(shù)測定用試驗片，作為相當于沖壓前軟化退火的熱處理，在Ar氛圍中進行750～900℃×15分均熱的熱處理，對蔭罩的耐沖擊性、磁特性、熱膨脹系數(shù)進行評價。
拉伸試驗，以JIS Z 2241的拉伸試驗方法為基礎進行，求出0.2％屈服強度。
磁特性評價，以JIS C 2531為基礎進行，求出外加磁場10Oe時的最大導磁率。
熱膨脹系數(shù)測定，使用光干涉式熱膨脹測定裝置而進行，求出20～100℃的平均熱膨脹系數(shù)。
此外，從此薄板卷材的寬度方向中央部采集腐蝕特性評價用試驗片，用SEM對光刻后的腐蝕孔的壁面進行觀察，用下面的○、△、×進行評價?！鸷汀髟趯嵱蒙喜划a生問題。
○沒有凸凹△有很少的凸凹×有凸凹將結果在圖2表示。
另外，在圖1中，表示沖壓前軟化退火后的0.2％屈服強度和最大導磁率的關系。在此圖中，對相同的鋼表示了4個結果，從左起依次對應沖壓前軟化退火溫度為900、850、800、750℃的結果。
根據(jù)圖1，在本發(fā)明例的鋼A～D中，可以得到270～320MPa的0.2％屈服強度和7000以上的最大導磁率。而且，這些鋼從強度-磁特性平衡的點開始，滿足較為優(yōu)選的關系0.2％PS+6(μmax/1000)≥340。
根據(jù)圖2，在本發(fā)明例的鋼A～D中，可以得到1.2×10-6/℃以下的低熱膨脹系數(shù)，特別是Mn含量低的鋼D中，可以得到0.9×10-6/℃以下的低熱膨脹系數(shù)。
而在比較例的含碳量比本發(fā)明范圍低的鋼E中，強度-磁特性平衡差，不能同時得到270～320MPa的0.2％屈服強度和7000以上的最大導磁率。此外，在含碳量比本發(fā)明范圍高的鋼F中，在強度-磁特性平衡和熱膨脹率上沒有問題，但是腐蝕特性差。
表1(質量％)

下劃線部分不在發(fā)明范圍表2

下劃線部不在目標范圍實施例2使用表1所示的鋼A的鑄錠，以與實施例1相同的方法制造板厚為0.12mm的薄板。此時，如表3所示，使最終的重結晶退火之前的冷軋的冷軋率和最終的重結晶退火的溫度如7改變。對此薄板，測定奧氏體結晶粒度號、(200)面集成度以及腐蝕特性。
將結果在表3中表示。
鋼1～4，使最終的重結晶退火溫度在950℃以上，改變最終的重結晶退火之前的冷軋的冷軋率而被制造。
冷軋率適當?shù)匿?、3可以得到優(yōu)良的腐蝕特性。
而冷軋率比本發(fā)明范圍低的鋼1，結晶粒度號小(結晶粒大)，腐蝕特性差。另外，冷軋率比本發(fā)明范圍高的鋼4，(200)面集成度高，腐蝕特性差。
鋼5～7，使最終的重結晶退火之前的冷軋的冷軋率為85％，改變最終的重結晶退火的溫度而被制造。
最終的重結晶退火的溫度在1000℃以下的鋼5、6，顯示了優(yōu)良的腐蝕特性。
而最終的重結晶退火溫度比本發(fā)明范圍高的鋼7，結晶粒度號小，腐蝕特性差。
由以上可知，為了得到優(yōu)良的腐蝕特性，應使奧氏體結晶粒度號在9以上，(200)面集成度在85％以下。
表3

下劃線部不在發(fā)明范圍
權利要求
1.一種低熱膨脹合金薄板，實質上質量百分比構成為Ni35～37％、C0.01～0.07％、Si0.3％以下、Mn0.6％以下、P0.01％以下、S0.005％以下、N0.01％以下、Al0.1％以下，余量為鐵，并且奧氏體結晶粒度號為9以上，(200)面集成度在85％以下。
2.如權利要求1所述的低熱膨脹合金薄板，其中，Si0.09％以下，Mn0.01～0.1％，Al0.005～0.04％。
3.一種低熱膨脹合金薄板的制造方法，包括對具有權利要求1或2的成分的熱軋板，至少重復進行一次以上冷軋和重結晶退火的工序，和在所述最終的重結晶退火后，再進行最終的冷軋的工序；而且在所述最終的重結晶退火前的冷軋的冷軋率為50～90％，所述最終的重結晶退火的溫度為1000℃以下。
全文摘要
本發(fā)明提供一種實質上質量百分比構成為Ni35～37％、C0.01～0.07％、Si0.3％以下、Mn0.6％以下、P0.01％以下、S0.005％以下、N0.01％以下、Al0.1％以下，其余為鐵；并且奧氏體結晶粒度號為9以上，(200)面集成度在85％以下的低熱膨脹合金薄板。本發(fā)明的低熱膨脹合金薄板，具有足夠低的熱膨脹系數(shù)，并且在經過沖壓前軟化退火而形成蔭罩后，具有優(yōu)良的耐沖擊性和磁特性，所以適用于陰極射線顯像管的蔭罩。
文檔編號H01F1/12GK1662669SQ0381448
公開日2005年8月31日 申請日期2003年3月14日 優(yōu)先權日2002年6月18日
發(fā)明者小林聰雄, 藤田耕一郎, 山內克久, 富田邦和, 村田宰一 申請人:杰富意鋼鐵株式會社