DE69319153T2

DE69319153T2 - Legierung für Schattenmaske und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE69319153T2
Application number: DE1993619153
Authority: DE
Inventors: Michihito Hiasa; Tadashi Inoue; Kiyoshi Tsuru
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1993-05-31
Filing date: 1993-12-15
Publication date: 1998-11-12
Anticipated expiration: 2013-12-16
Also published as: DE69312477D1; CN1100758A; DE69312477T2; DE69319153D1; KR970003640B1; EP0739992A1; EP0627494B1; EP0739992B1; CN1037984C; EP0627494A1

Description

FACHGEBIET DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Legierungsblech zur Herstellung einer Schattenmaske mit hoher Preßformbarkeit und auf ein Verfahren zur Herstellung derselben.

BESCHREIBUNG DES STANDES DER TECHNIK

Ein jüngerer Trend zur Verbesserung von Farbfernsehen zu hochzeiligem Farbfernsehen hat eine Fe-Ni-Legierung, die 34 bis 38 Gew.-% Ni enthält, als Legierung zur Herstellung einer Schattenmaske verwendet, um eine Farbphasenverschiebung zu unterdrücken. Im Vergleich zu Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, der lange als Schattenmaskenmaterial verwendet wurde, hat eine herkömmliche Fe-Ni-Legierung einen beträchtlich geringeren thermischen Ausdehungskoeffizienten. Dementsprechend verursacht eine Schattenmaske, die aus einer herkömmlichen Fe-Ni-Legierung hergestellt ist, kein Problem einer Farbphasenverschiebung, die von der thermischen Expansion der Schattenmaske herrührt, selbst wenn ein Elektronenstrahl die Schattenmaske erhitzt.
Die übliche Praxis zur Herstellung von Legierungsblechen für Schattenmasken umfaßt die folgenden Schritte. Durch einen kontinuierlichen Gußprozeß oder ein kontinuierliches Ingot- Herstellungsverfahren wird ein Legierungs-Ingot hergestellt. Der Legierungs-Ingot wird einem Flachwalzen, Heißwalzen, Kaltwalzen und Glühen unter Bildung eines Legierungsblechs unterzogen.
Das Legierungsblech für die Schattenmaske wird dann üblicherweise in den folgenden Schritten unter Bildung einer Schattenmaske bearbeitet. (1) Das Legierungsblech wird photogeätzt, wobei Durchgangslöcher für den Elektronenstrahl in dem Legierungsblech für die Schattenmaske gebildet werden. Ein dünnes Legierungsblech für eine Schattenmaske, das durch Ätzen perforiert ist, wird nachfolgend als "Flachmaske" bezeichnet. (2) Die Flachmaske wird einem Glühen unterworfen. (3) Die geglühte Flachmaske wird in die Bogenform einer Kathodenstrahlröhre gepreßt. (4) Die preßgeformte Flachmaske wird unter Bildung einer Schattenmaske zusammengebaut, die dann einer Schwärzungsbehandlung unterzogen wird.
Die Schattenmaske, die durch Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen oder durch weiteres leichtes Fertigwalzen nach dem Rekristallisationsglühen hergestellt wird, hät eine größere Festigkeit als die herkömmliche aus Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt. Entsprechend wird eine solche herkömmliche Fe-Ni-Legierung einem Weichglühen (Glühen vor dem Preßformen) bei einer Temperatur von 800ºC oder mehr vor dem Preßformen unterworfen, um so die Körner, aus denen sie besteht, grob zu machen. Nach dem Weichglühen wird zur Durchführung einer sphäroidalen Formung (Kugelformung) ein Warmpressen angewendet. Die Temperatur von 800ºC oder mehr ist allerdings relativ hoch. Unter dem Gesichtspunkt der Effizienz und Wirtschaftlichkeit wurde daher die Entwicklung eines Herstellungsverfahrens unter Erhalt einer Festigkeit, die so niedrig ist wie in einem Material, das bei 800ºC oder mehr weichgeglüht ist, durch Weichglühen bei 800ºC oder weniger erwartet. Entsprechend diesem Wunsch wurde in der JP-A-H3-267320 (der Ausdruck JP-A- bezeichnet hier eine nicht geprüfte japanische Patentveröffentlichung) ein Vorschlag des Standes der Technik gemacht. Dieser Stand der Technik wendet Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen, Fertigkaltwalzen und Weichglühen an. Das Fertigkaltwalzen wird bei einem Reduktionsverhältnis von 5 bis 20 % durchgeführt. Die Temperatur des Weichglühens liegt unter 800ºC, typischerweise bei 730ºC für 60 min. Dieser Stand der Technik produziert ein Blech mit ausreichend geringer Festigkeit, wobei ein gutes Preßformungsverhalten mit einer 0,2 %-Dehngrenze von 9,5 kgf/mm² (10 kgf/mm²) oder weniger bei 200ºC erzielt wird.
EP-A-0 552 800 offenbart metallische Bleche für Schattenmasken. Die Bleche sind aus einer Legierung gebildet, die 34 bis 38 Gew.-% Ni und 0,05 Gew.-% oder weniger Cr enthält, wobei Fe den Rest ausmacht.
Allerdings erreicht der Stand der Technik nicht die Qualität, die zur Durchführung eines zufriedenstellenden Warmpreßformens notwendig ist. Es wurde festgestellt, daß Schattenmasken, die nach dem Stand der Technik hergestellt werden, sich an der Preßform festfressen und Risse aufweisen, die am Rand der Schattenmasken gebildet werden.
Demnach versuchen Hersteller von Kathodenstrahlröhren ein Weichglühen bei einer niedrigeren Temperatur und in kürzerer Zeit als bei dem oben beschriebene Level durchzuführen, was darauf abzielt, Effizienz und Wirtschaftlichkeit zu verbessern. Die Zielglühzeit ist 40 min oder weniger und in manchen Fällen 2 min kurz. Wenn allerdings solche Glühbedingungen auf den Stand der Technik angewendet werden, nimmt das Festfressen an den Preßformen während eines Preßformens zu, und Risse an der Schattenmaske nehmen unter Bildung eines ernsten Qualitätsproblems zu.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Legierungsblechs zur Herstellung einer Schattenmaske mit hoher Preßformbarkeit, und eines Verfahrens zur Herstellung desselben. Zur Lösung dieser Aufgabe stellt die vorliegende Erfindung eine Legierung zur Herstellung einer Schattenmaske bereit, wie sie in den Ansprüchen 1 und 8 angegeben ist. Bevorzugte Ausführungsformen werden in den Unteransprüchen 2 bis 7 und 9 bis 13 beschrieben.
Die vorliegende Erfindung stellt auch ein Verfahren zur Herstellung eines Legierungsblechs für eine Schattenmaske bereit, das die folgenden Schritte umfaßt:
(a) Herstellung eines heißgewalzten Blechs mit der Zusammensetzung, wie sie in Anspruch 1 oder 8 angegeben ist;
(b) Glühen des heißgewalzten Blechs in einem Temperaturbereich von 910 bis 990ºC;
(c) Kaltwalzen des geglühten heißgewalzten Blechs unter Herstellung eines kaltgewalzten Blechs;
(d) abschließendes Rekristallisationsglühen des kaltgewalzten Blechs;
(e) Fertigkaltwalzen des kaltgewalzten und rekristallisationsgeglühten Blechs bei einem Kaltwalz- Reduktionsverhältnis R (%) als Reaktion auf eine durchschnittliche Austenit-Korngröße D (um), die durch abschließende Rekristallisationsglühen erhalten wird, das den folgenden Gleichungen entspricht:
16 ≤ R ≤ 75 6,38D-133,9 ≤ R ≤ 6,38D-51,0
(f) Spannungsarmglühen des Blechs, nachdem es dem Fertigkaltwalzen unterzogen worden war;
(g) Weichglühen des kaltgewalzten Blechs bei einer Temperatur von 700 bis weniger als 800ºC für 0,5 bis weniger als 60 min vor einem Preßformen und unter Bedingungen, die der folgenden Gleichung genügen:
T ≥ - 48,1 log t + 785,
in der T (ºC) die Temperatur und t (min) die Zeit des Glühens ist.
Der Ausdruck "günstige Preßformbarkeit" der vorliegenden Erfindung meint hervorragendes Formerhaltungsverhalten, gute Anpassung an Preßformen (frei von einem Festfressen an den Preßformen) und keine Erzeugung von Rissen in Materialien während des Preßformens.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Figur 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der 0,2 %-Dehngrenze nach Glühen vor Preßformen, dem Sammelgrad der {211}-Ebenen und Rießbildung während eines Preßformens gemäß der Erfindung zeigt;
Figur 2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Sammelgrad der {211}-Ebenen nach Glühen vor Preßformen, der Dehnung senkrecht zur Walzrichtung und der Glühtemperatur des heißgewalzten Blechs gemäß der Erfindung zeigt;
Figur 3 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der durchschnittlichen Austenit-Korngröße vor einem Fertigkaltwalzen, dem Fertigkaltwalz-Reduktionsverhältnis und der 0,2 %-Dehngrenze nach Glühen vor Preßformen gemäß der Erfindung zeigt;
Figur 4 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen den Bedingungen zum Glühen vor Preßformen, der 0,2 %-Dehngrenze nach Glühen vor Preßformen und dem Sammelgrad der {211}- Ebenen gemäß der Erfindung zeigt.

BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG UND IHRER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN

Die vorliegende Erfindung sucht nach einem spezifischen Bereich der Fließgrenzen, um die Formfixierbarkeit während eines Warmpressens zu verbessern und eine Rißbildung in Legierungsblechen zu unterdrücken. Die Fließgrenze wird durch die 0,2 %-Dehngrenze von 27,5 kgf/mm² oder weniger bei Umgebungstemperatur nach einem Weichglühen und vor einem Preßformen (nachfolgend als "Glühen vor Preßformen" bezeichnet) dargestellt. Eine 0,2 %-Dehngrenze von 27,5 kgf/mm² oder weniger verbessert außerdem die Formfixierbarkeit.
Der Kern der vorliegenden Erfindung ist wie folgt.
(a) Wachstum von Kristallkörnern wird während des Glühens vor dem Preßformen durch Spezifizierung des Gehalts an B und O verstärkt. Eine Vergröberung von Kristallkörnern verursacht eine niedrige Fließgrenze.
(b) Anpassung an Preßformen während des Preßformens wird durch Spezifizierung des Gehalts von Si und N unter Unterdrückung eines Festfressens an den Preßformen verbessert.
(c) Bildung von Rissen während des Preßformens wird durch Steuerung des Grads der {211}-Ebenen bei dem dünnen Legierungsblech nach dem Glühen vor dem Preßformen unterdrückt.
Die Erfindung wird nachfolgend hinsichtlich der Gründe für eine Limitierung der Bereiche der chemischen Zusammensetzung der Legierung detaillierter beschrieben.
Zur Verhinderung einer Farbphasenverschiebung muß ein Fe-Ni- Legierungsblech für Schattenmasken eine Obergrenze für den durchschnittlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von ungefähr von 3,0 x 10&supmin;&sup6;/ºC im Temperaturbereich von 30 bis 100ºC haben. Der durchschnittliche thermische Ausdehnungskoeffizient hängt vom Ni-Gehalt im Legierungsblech ab. Der Ni-Gehalt, der der obigen Beschränkung des durchschnittlichen Ausdehnungskoeffizienten entspricht, liegt im Bereich von 34 bis 38 Gew.-%. Bevorzugter liegt der Ni- Gehalt, der den durchschnittlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten weiter verringert, im Bereich von 35 bis 37 Gew.-% und am günstigsten im Bereich von 35,5 bis 36,5 Gew.-%.
Üblicherweise enthält Fe-Ni-Legierung Co als eine der unvermeidlichen Verunreinigungen. Ein Co-Gehalt von 1 Gew.-% oder weniger beeinträchtigt die Merkmale nicht. Ein Ni- Gehalt, der dem oben beschriebenen Bereich entspricht, wird auch verwendet. Das erfindungsgemäße Fe-Ni-Cr-Legierungsblech kann 1 Gew.-% oder weniger Co enthalten. Wenn allerdings der Co-Gehalt über 1 Gew.-% bis 7 Gew.-% liegt, ist der Ni- Gehalt, der der obigen Beschränkung des durchschnittlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten entspricht, im Bereich von 28 bis 38 Gew.-%. Folglich ist der Ni-Gehalt 28 bis 38 Gew.-% in dem Fe-Ni-Co-Cr-Legierungsblech, wenn der Co- Gehalt 1 Gew.-% bis 7 Gew.-% ist. Der Co- und Ni-Gehalt zu einer weiteren Verbesserung der Charakteristika liegt im Bereich von 3 bis 6 bzw. 30 bis 33 Gew.-%. Da sich bei über 7 Gew.-% Co der thermische Ausdehnungskoeffizient erhöht, ist die Obergrenze für den Co-Gehalt auf 7 Gew.-% festgelegt.
Chrom ist ein Element, das die Korrosionsbeständigkeit erhöht, die Charakteristika der thermischen Ausdehnung allerdings verschlechtert. Es wird verlangt, daß der Cr- Gehalt in einem Bereich liegt, daß er die Korrosionsbeständigkeit verbessert und thermische Ausdehnungscharakteristika in den gewünschten Grenzen bietet. Dementsprechend ist der Cr-Gehalt auf 0,05 bis 3,0 Gew.-% oder über 0,05 bis 3,0 Gew.-% festgelegt. Ein Cr-Gehalt von 0,05 Gew.-% oder weniger kann die Korrosionsbeständigkeit nicht verbessern; andererseits kann ein Gehalt von über 3,0 Gew.-% die thermischen Ausdehnungscharakteristika, die in der vorliegenden Erfindung verlangt werden, nicht liefern.
Sauerstoff ist eine der unvermeidlichen Verunreinigungen. Mit Ansteigen des O-Gehalts steigt der Gehalt an nichtmetallischem Oxid in der Legierung an, was das Kristallwachstum während des Glühens vor Preßformen unterdrückt, insbesondere wenn unter 800ºC und für weniger als 60 min geglüht wird, wie es in der vorliegenden Erfindung angegeben ist. Wenn der O-Gehalt 0,0030 % übersteigt, dann unterdrückt er das Wachstum von Kristallkörnern beträchtlich, und die 0,2 %-Dehngrenze nach dem Glühen vor Preßformen übersteigt 27,5 kgf/mm². Gleichzeitig verschlechtert sich die Korrosionsbeständigkeit. Die Obergrenze des O-Gehalts ist nicht speziell limitiert, wird aber aus Gründen der Wirtschaftlichkeit des Ingot-Herstellungsverfahrens auf 0,003 % festgelegt. Die Untergrenze für den O-Gehalt ist nicht speziell limitiert, wird aber unter dem Gesichtspunkt der Wirtschaftlichkeit des Ingot-Herstellungsverfahrens auf 0,001 % festgelegt.
Bor erhöht die Heißverarbeitbarkeit der Legierung. Ein Überschuß an B induziert die Abscheidung von B an den Grenzen von rekristallisierten Körnern, die durch Glühen vor Preßformen gebildet werden, was die freie Wanderung der Korngrenzen hemmt und zu einer Unterdrückung des Kornwachstums führt und bewirkt, daß die 0,2 %-Dehngrenze nach dem Glühen vor dem Preßformen ausgedehnt wird. Insbesondere unter den Glühbedingungen vor dem Preßformen, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, ist die Unterdrückung des Kornwachstums stark; allerdings beeinträchtigt dies nicht alle Körner gleichmäßig, so daß eine stark vermischte Kornstruktur auftritt, die von einer unregelmäßigen Dehnung des Materials während des Preßformens begleitet wird. Bor erhöht auch den Sammelgrad der {211}- Ebenen nach dem Glühen, was Risse am Rand des Materials verursacht. Ein Borgehalt von über 0,003 Gew.-% unterdrückt das Komwachstum merklich, die 0,2 %-Dehngrenze überschreitet 27,5 kgf/mm². Es tritt auch eine unregelmäßige Dehnung während des Preßformens auf, und der Grand der {211}-Ebenen übersteigt die in der Erfindung spezifizierte Obergrenze. Auf der Basis dieser Feststellungen wird die Obergrenze für den B-Gehalt mit 0,0030 Gew.-% festgelegt.
Silicium wird als Desoxidationsmittel während der Ingot- Herstellung der Legierung verwendet. Ein Si-Gehalt von über 0,10 Gew.-% verringert die Korrosionsbeständigkeit und bildet während des Glühens vor dem Preßformen einen Oxidfilm aus Si auf der Legierungsoberfläche. Der Oxidfilm verschlechtert die Anpassung zwischen der Preßform und dem Legierungsblech während des Preßformens und führt zu einem Festfressen des Legierungsbleches an der Preßform. Folglich ist die Obergrenze für den Si-Gehalt auf 0,10 Gew.-% festgelegt. Ein geringerer Si-Gehalt verbessert das Anpassen von Preßform und Legierungsblech. Die Untergrenze für den Si-Gehalt ist aus Gründen der Wirtschaftlichkeit des Ingot- Herstellungsverfahrens auf einen praktischen Wert von 0,001 Gew.-% oder mehr festgelegt.
Stickstoff ist ein Element, das unvermeidlich während des Ingot-Herstellungsverfahrens in die Legierung eintritt. Ein Stickstoffgehalt von mehr als 0,0020 Gew.-% erhöht die Konzentration von N während des Glühens vor dem Preßformen an der Legierungsoberfläche. Die Konzentration von N an der Oberfläche der Legierung verschlechtert die Anpassung von Preßform und Legierungsblech und verursacht, daß das Legierungsblech sich an der Preßform festfrißt. Dementsprechend ist die Obergrenze für den N-Gehalt auf 0,0020 Gew.-% festgelegt. Aus Gründen der Wirtschaftlichkeit des Ingot-Herstellungsverfahrens ist die Untergrenze für den N-Gehalt auf den praktischen Wert von 0,0001 Gew.-% oder mehr festgelegt.
Die Zusammensetzung enthält außerdem vorzugsweise 0,0001 bis 0,010 Gew.-% C und 0,001 bis 0,50 Gew.-% Mn.
Wie oben beschrieben wurde, reduziert die Steuerung der chemischen Zusammensetzung der Legierung sowie der 0,2 %- Dehngrenze nach dem Glühen vor dem Preßformen, die in dieser Erfindung spezifiziert ist, ein Festfressen der Legierung an den Preßformen während des Preßformens und liefert eine hervorragende Formfixierbarkeit. Im Hinblick auf die Preßformungsqualität bleibt allerdings das Problem der Rißbildung in preßgeformten Materialien. Zur Bewältigung dieses Problems untersuchten die Erfinder die Beziehung zwischen Rißbildung im Material während der Preßformung und der Kristallorientierung während des Preßformens, indem sie die Kristallorientierung des Legierungsblechs in verschiedene Richtungen änderten, wobei Legierungsbleche verwendet wurden, die eine chemische Zusammensetzung und eine 0,2 %-Dehngrenze in dem erfindungsgemäß spezifizierten Bereich hatten; sie stellten fest, daß wirksame Bedingungen zur Unterdrückung einer Rißbildung im Legierungsmaterial darin bestanden, den Sammelgrad der {211}-Ebenen bei oder unter einem spezifizierten Wert zu halten, wie auch die 0,2 %-Dehngrenze nach dem Glühen vor dem Preßformen bei oder unter einem spezifizierten Level zu halten.
Figur 1 zeigt die Beziehung zwischen Rißbildung an einem Legierungsblech während des Preßformens, dem Sammelgrad der (211}-Ebenen und der 0,2 %-Dehngrenze für ein Legierungsblech mit der in der vorliegenden Erfindung spezifizierten chemischen Zusammensetzung. Der Sammelgrad der {211}-Ebenen wird aus dem Verhältnis der relativen Röntgenstrahlintensität der (422)-Diffraktionsebenen des Legierungsblechs nach dem Glühen vor dem Preßformen dividiert durch die Summe der Verhältnisse der relativen Röntgendiffraktionsintensität der (111)-, (200)-, (220)-, (311)-, (331)- und (420)- Diffraktionsebenenen bestimmt, wobei die (422)- Diffraktionsebene den äquivalenten Faktor wie die der {211}- Ebene hat.
Figur 1 zeigt deutlich, daß der Fall, in dem die 0,2 %- Dehngrenze 27,5 kgf/mm² nicht übersteigt und der Sammelgrad der {211}-Ebenen nicht über 16 % liegt, während des Preßformens keine Rißbildung im Legierungsblech induziert, was den erfindungsgemäßen Effekt angibt. Auf der Basis dieser Feststellung legt die Erfindung als Bedingung zur Unterdrückung von Rißbildung im Legierungsblech den Sammelgrad der {211}-Ebenen auf 16 % oder weniger fest.
Das erfindungsgemäße Legierungsblech wird nach den folgenden Verfahren hergestellt. Ein heißgewalztes Blech, das die oben beschriebene chemische Zusammensetzung hat, wird geglüht, einem Verfahren unterworfen, das Kaltwalzen, abschließendes
Rekristallisationsglühen und Fertigkaltwalzen umfaßt, unterworfen, worauf ein Spannungsarmglühen und Glühen vor einem Preßformen folgt.
Die Verfahren werden nachfolgend detailliert beschrieben. Das heißgewalzte Blech muß in dem spezifizierten Temperaturbereich geglüht werden, um den Grad der {211}- Ebenen bei 16 % oder weniger zu halten. Ein heißgewalztes Blech, das den Bedingungen der chemischen Komponenten, die in den vorliegenden Produktansprüchen spezifiziert sind, genügt, wird bei verschiedenen Temperatur geglüht, einem Verfahren unterzogen, das Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen (bei 890ºC für 1 min), Fertigkaltwalzen (bei einem Reduktionsverhältnis von 21 %), Spannungsarmglühen und Glühen vor einem Preßformen (20 min bei 750ºC) umfaßt, wobei das gewünschte Legierungsblech erhalten wird. Als Vergleichsbeispiel wurde ein heißgewalzter Bandstahl, der nicht geglüht worden war, unter denselben Bedingungen wie oben behandelt. Figur 2 zeigt die Beziehung zwischen dem Sammelgrad der {211}-Ebenen, der Dehnung senkrecht zur Walzrichtung und der Glühtemperatur des Legierungsblechs, das nach den obigen Verfahren behandelt worden ist. Gemäß Figur 2 war der Sammelgrad der {211}-Ebenen 16 % oder weniger, wenn die Glühtemperatur des heißgewalzten Blechs 910 bis 990ºC war. Folglich spezifiziert die vorliegende Erfindung die Temperatur zum Glühen des heißgewalzten Blechs auf den Bereich von 910 bis 990ºC, um einen Grad der {211}-Ebenen von 16 % oder weniger zu sichern.
Zur Erzielung des zufriedenstellenden Grads der {211}-Ebenen in der vorliegenden Erfindung ist eine gleichmäßige Wärmebehandlung der Bramme nach dem Flachwalzen nicht günstig. Wenn beispielsweise eine gleichmäßige Wärmebehandlung bei 1200ºC oder mehr über 10 h oder mehr durchgeführt wird, überschreitet der Grad der {211}-Ebenen den erfindungsgemäß spezifizierten Bereich. Daher muß eine solche Wärmebehandlung vermieden werden.
Der Mechanismus einer Rißbildung während des Preßformens unter den obigen Bedingungen eines 16%igen Sammlungsgrads der {211}-Ebenen ist nicht klar. Figur 2 zeigt den Trend, daß einer hoher Grad der {211}-Ebenen eine geringe Dehnung senkrecht zur Walzrichtung liefert. Ein Ansteigen des Grads der {211}-Ebenen verringert die Dehnung senkrecht zur Walrichtung und senkt die Bruchgrenze, was vermutlich Risse verursacht.
Um den Sammelgrad der {211}-Ebenen bei 16 % oder weniger zu halten und um die 0,2 %-Dehngrenze nach dem Glühen vor dem Preßformen bei 27,5 kgf/mm² oder weniger zu halten, ist die Steuerung der Bedingungen des Fertigkaltwalzens (Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens) sowie der Bedingungen des Glühens vor dem Preßformen ebenfalls wichtig.
Heißgewalzte Legierungsbänder mit der obigen Zusammensetzung wurden einem Glühen (im Temperaturbereich von 910 bis 990ºC), Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen, Fertigkaltwalzen, Spannungsarmglühen und Glühen vor dem Preßformen (bei 750ºC für 20 min) unterworfen, wodurch Legierungsbleche produziert wurden. Die Legierungsbleche wurden unter Bestimmung der 0,2 %-Dehngrenze (die Werte sind in Figur 3 in Klammern angegeben) auf Zugfestigkeit untersucht. Figur 3 zeigt die Beziehung zwischen der 0,2 %-Dehngrenze, dem Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens und der durchschnittlichen Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen. Bei dieser Untersuchung wurde die spezifizierte Austenit-Korngröße erhalten, indem die Temperatur des Rekristallisationsglühens vor dem Fertigkaltwalzen verändert wurde.
Wie in Figur 3 dargestellt ist, wird eine 0,2 %-Dehngrenze von 27,5 kgf/mm² oder weniger bei dem Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens R (R %) : [16 - 75 %, 6,38D - 133,9 ≤ R ≤ 6,38 D - 51,0], worin D = Austenit-Korngröße (um) vor dem Fertigkaltwalzen, erhalten.
Wenn R < 16 % oder R < [6,38 D - 133,9] liefern die Bedingungen, die in dieser Erfindung für das Glühen vor dem Preßformen spezizifiert sind, eine unzureichende Rekristallisation, unzureichendes Wachstum der rekristallisierten Körner und eine 0,2 %-Dehngrenze von über 27,5 kgf/mm² und führen zu einem nicht-zufriedenstellenden Legierungsblech. Wenn R > 75 % oder R > 6,38 D - 51,0 erlauben die in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bedingungen für das Glühen vor dem Preßformen 100%ige Rekristallisation, liefern allerdings eine übermäßige Häufigkeit der Kristallkeimbildung während der Rekristallisation, was die Größe der rekristallisierten Körner reduziert. In diesem Fall übersteigt die 0,2 %- Dehngrenze 27,5 kgf/mm²; das Legierungsblech hat keine zufriedenstellenden Qualitäten.
Aus den oben beschriebenen Gründen sind die Bedingungen, die eine 0,2 %-Dehngrenze von 27,5 kgf/mm² oder weniger durch ein Glühen vor dem Preßformen erzielen, und die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, so angegeben, daß R (%), das Reduktionsverthältnis des Fertigkaltwalzens, den unten angegebenen Gleichungen (1a) und (1b) in Abhängigkeit von der durchschnittlichen Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen genügt.
16 ≤ R ≤ 75 (1a) 6,38D - 133,9 ≤ R ≤ 6,38 D - 51,0 (1b)
Ein adäquater Wert für das Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens (R %), das oben spezifiziert ist, als Reaktion auf die Austenit-Korngröße (D um) vor dem Fertigkaltwalzen produziert einen Sammelgrad der {211}-Ebenen auf der Oberfläche des Legierungsblechs nach dem Glühen vor einem Preßformen bei oder unter 16 %. Die Steuerung der Struktur des erfindungsgemäßen Legierungsblechs erfolgt durch eine Steuerung der Häufigkeit der Kristallkeimbildung während der Rekristallisation, durch Steuerung der Textur der Legierung während des Glühens des heißgewalzten Blechs und durch Steuerung des Reduktionsverhältnisses des Fertigkaltwalzens in Abhängigkeit von der Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen. Figur 3 zeigt, daß eine weitere Verringerung der 0,2 %-Dehngrenze nach dem Glühen vor dem Preßformen durch Optimierung des Reduktionsverhältnisses beim Fertigkaltwalzen (R %) erreicht wird. Genau ausgedrückt, durch Steuerung des Wertes des Reduktionsverhältnisses beim Fertigkaltwalzen unter Erfüllung der Gleichungen (2a) und (2b), d.h. so, daß der Wert im Bereich II in Figur 3 liegt, kann die 0,2 %-Dehngrenze 27,5 kgf/mm² oder weniger sein.
21 ≤ R ≤ 70 (2a) 6,38D - 122,6 ≤ R ≤ 6,38 D - 65,2 (2b)
Durch Steuerung des Wertes für Reduktionsverhältnis entsprechend den Gleichungen (3a) und (3b), d.h., derart, daß der Wert im Bereich III liegt, kann außerdem eine 0,2 %- Dehngrenze von 26,5 kgf/mm² oder weniger erhalten werden.
26 ≤ R ≤ 63 (3a) 6,38D - 108,0 ≤ R ≤ 6,38 D - 79,3 (3b)
Aus den oben beschriebenen Gründen legt die vorliegende Erfindung das Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens R (%) entsprechend den obigen Gleichungen (2a) und (2b) in Abhängigkeit von der durchschnittlichen Austenit-Korngröße D (um) vor dem Fertigkaltwalzen so fest, daß eine 0,2 %- Dehngrenze von 27,0 kgf/mm oder weniger erhalten wird; die Erfindung spezifiziert das Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens R (%) entsprechend den Gleichungen (3a) und (3b) in Abhängigkeit von der durchschnittlichen Austenit- Korngröße D (um) vor einem Fertigkaltwalzen so, daß eine 0,2 %-Dehngrenze von 26,5 kgf/mm² oder weniger erhalten wird.
Die durchschnittliche Austenit-Korngröße, die durch die Relation zum Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens, R, angegeben wird, wird durch Glühen eines heißgewalzten Blechs, gefolgt von Kaltwalzen und Glühen im Temperaturbereich von 860 bis 950ºC für 0,5 bis 2 min erhalten.
Figur 4 zeigt die Beziehung zwischen der Glühtemperatur vor dem Preßformen (T), der Glühzeit (t), der 0,2 %-Dehngrenze nach einem Glühen vor einem Preßformen und dem Sammelgrad der {211}-Ebenen eines Legierungsbleches, das nach einem Verfahren, das ein Glühen von heißgewalzten Blechen im Temperaturbereich von 910 bis 990ºC, Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen, Fertigkaltwalzen, Spannungsarmglühen und Glühen vor dem Preßformen beinhaltet, und durch Steuerung der Bedingungen wie z.B. chemische Zusammensetzung, Glühbedingungen und Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens als Reaktion auf die durchschnittliche Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen entsprechend der Beschreibung der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde.
Wie in Figur 4 klar dargestellt ist, wird, obgleich die Bedingungen für das Glühen des heißgewalzten Stahls, die Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen und das Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens in dem in der Erfindung spezifizierten Bereich liegen und die Glühtemperatur vor dem Preßformen der Beziehung T < -53,8 log t + 806 entspricht, keine zufriedenstellende Rekristallisation erzielt, übersteigt die 0,2 %-Dehngrenze 27,5 kgf/mm² und liegt der Sammelgrad der {211}-Ebenen über 16 %, so daß diese Werte nicht den Bereichen entsprechen, die in der vorliegenden Erfindung angegeben sind. Wenn die Glühtemperatur vor dem Preßformen, T, 800ºC übersteigt oder wenn die Glühzeit vor dem Preßformen, t, 60 min übersteigt, nimmt der Sammelgrad der {211}-Ebenen so zu, daß er über 16 % liegt, was ebenfalls unpassend ist.
Um einen Wert für die 0,2 %-Dehngrenze und den Sammelgrad der {211}-Ebenen zu erreichen, wie sie in der vorliegenden Erfindung angegeben sind, legt folglich die Erfindung die Glühtemperatur vor dem Preßformen, T (ºC), auf unter 800ºC fest und gibt die Glühzeit, t, vor dem Preßformen mit weniger als 60 min an und gibt T > = -48,1 log t + 785 vor.
Das Glühen vor dem Preßformen der vorliegenden Erfindung kann vor einem Photoätzen durchgeführt werden. Wenn in diesem Fall die Bedingungen für das Glühen vor dem Preßformen in dem Bereich, der in der vorliegenden Erfindung spezifiziert ist, gehalten werden, dann ist eine zufriedenstellende Photoätzqualität gewährleistet. Genauer ausgedrückt, die Legierung, die die chemische Zusammensetzung und den Sammelgrad der Ebenen, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, hat, kann nach dem Glühen vor dem Preßformen unter Erhalt einer guten Qualität geätzt werden.
Für die Legierung des Standes der Technik gibt es kein Beispiel, das den oben beschriebenen Bedingungen genügt. Folglich kann das Glühen vor dem Preßformen nicht vor einem Photoätzen durchgeführt werden, da ein Photoätzen nach dem Glühen vor dem Preßformen nach den Bedingungen der vorliegenden Erfindung zu einem Photoätzen schlechter Qualität führt.
Es gibt andere Verfahren zur Begrenzung des Grads der {211}- Ebenen des dünnen Legierungsblechs nach dem Glühen vor dem Preßformen innerhalb der Bereiche, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind. Beispiele für diese Verfahren sind Abschreckverfestigen und umfassende Struktursteuerung durch die Steuerung der Rekristallisation während der Warmverarbeitung.

BEISPIEL 1

Durch Feinen in der Pfanne wurde eine Reihe von Legierungen Nr. 1 bis Nr. 23 hergestellt, die die Zusammensetzung hatten, welche in Tabelle 1 und Tabelle 2 angegeben. Die Legierungen Nr. 1 bis Nr. 13 und Nr. 18 bis Nr. 23 wurden kontinuierlich zu Ingots gegossen. Diese kontinuierlich gegossenen Brammen wurden einer Justierung und einem Heißwalzen (bei 1100ºC für 3 h) unterzogen, wobei heißgewalzte Bleche bereitgestellt wurden. Die Legierungen Nr. 14 bis Nr. 17 wurden direkt zu dünnen Platten gegossen. Diese Platten wurden mit einem Reduktionsverhältnis von 40 % heißgewalzt, dann bei 700ºC gewalzt, wobei heißgewalzte Bleche bereitgestellt wurden.
Diese heißgewalzten Bleche wurden einem Glühen (bei 930ºC), einem Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen, Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen (unter den Bedingungen, die in Tabelle 5 angegeben sind), Fertigkaltwalzen (bei einem Reduktionsverhältnis von 21 %) und einem Spannungsarmglühen unter Bereitstellung von Legierungsblechen mit einer Dicke von 0,25 mm unterzogen. Die heißgewalzten Bleche wurden durch Heißwalzen vollständig rekristallisiert. Die Legierungsbleche wurden unter Herstellung von Flachmasken geätzt, die dann bei 750ºC für 20 min durch Glühen behandelt wurden, wobei die Materialien Nr. bis Nr. 23 bereitgestellt wurden.
Diese wurden zur Untersuchung der Preßformbarkeit preßgeformt. Tabelle 1 und Tabelle 2 zeigen die durchschnittliche Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen für jedes Material; Tabelle 3 und Tabelle 4 zeigen den Sammelgrad der {211}-Ebenen, Zugverhalten und Preßformabrkeit. Das Zugverhalten (0,2 %-Dehngrenze und Dehnung senkrecht zur Walzrichtung) und der Sammelgrad der {211}-Ebenen wurden nach dem Glühen vor dem Preßformen untersucht. Das Zugverhalten wurde bei Raumtemperatur bestimmt. Die Messung des Sammelgrads der {211}-Ebenen wurde mit der Röntgenkristallstrukturanalyse, die oben beschrieben wurde, bestimmt. Die Korrosionsbeständigkeit wurde nach Spannungsarmglühen untersucht.
Wie Tabelle 3 und Tabelle 4 zeigen, weisen Materialien Nr. bis Nr. 13, die eine chemische Zusammensetzung, einen Sammelgrad der {211}-Ebenen und eine 0,2 %-Dehngrenze in dem in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereich haben, hervorragende Preßformabrkeit und eine Korrosionsbeständigkeit auf, die besser ist als bei dem unten beschriebenen Vergleichsbeispiel. Die erfindungsgemäßen Materialien Nr. 1 bis Nr. 17, die Co enthalten, zeigen ebenfalls hervorragende Preßformbarkeit.
Dagegen haben die Materialien Nr. 18 bis Nr. 20 einen Si- und Ni-Gehalt über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung und lassen ein Problem bei der Anpassung an die Preßform aufkommen. Material Nr. 18 hat eine schlechtere Korrosionsbeständigkeit als das erfindungsgemäße Material. Material Nr. 19 hat einen O-Gehalt oberhalb der Obergrenze der vorliegenden Erfindung und hat auch eine 0,2 %-Dehngrenze von mehr als 27,5 kgf/mm², der Obergrenze, was zu einer schlechten Fomfixierbarkeit führt und Rißbildung induziert. Material 21 ist ein Vergleichsbeispiel, das einen Gehalt über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung hat, was in einer 0,2 %-Dehngrenze über der Grenze der Erfindung, 27,5 kg/mm², resultiert, was die Fomfixierbarkeit reduziert. Diese Vergleichsmaterialien zeigen einen Sammelgrad der {211}- Ebenen über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung, was zu Rißbildung im Legierungsblech führt. Material Nr. 22 hat einen Cr-Gehalt unter der Untergrenze der vorliegenden Erfindung. Die durchschnittliche Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen von Material 23 erreicht nicht den Level, der dem Reduktionsverhältnis beim Fertigkaltwalzen genügt, was zu einer 0,2 %-Dehngrenze von mehr als 27,5 kgf/mm² führt, die Formfixierbarkeit verringert und Rißbildung induziert.
Die obige Diskussion zeigt ganz klar, daß Fe-Ni-Cr- Legierungsbleche und die Fe-Ni-Co-Cr-Legierungen, die hohe Preßformbarkeit aufweisen, hergestellt werden können, indem die chemische Zusammensetzung, der Sammelgrad der {211}- Ebenen und die 0,2 %-Dehngrenze innerhalb der in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereiche eingestellt wird. TABELLE 1 TABELLE 2 TABELLE 3 TABELLE 4 TABELLE 5

BEISPIEL 2

Es wurden heißgewalzte Bleche aus Legierung Nr. 1, 9 und 14, die in Beispiel 1 verwendet wurden, eingesetzt. Ein Glühen der heißgewalzten Bleche wurde bei verschiedenen Glühbedingungen, die in Tabelle 5 angegeben sind, durchgeführt; bei einem Material, das ebenfalls in der Tabelle angegeben ist, wurde kein Glühen durchgeführt. Sie wurden einem Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen (bei 890ºC für 1 min), Fertigkaltwalzen (bei einem Reduktionsverhältnis von 21 %) und einem Spannungsarmglühen unter Bereitstellung eines Legierungsblechs mit einer Dicke von 0,25 mm unterworfen. Die Flachmasken wurden dann durch Glühen vor einem Preßformen bei 750ºC für 15 min geglüht, wobei die Materialien Nr. 24 bis Nr. 28 erhalten wurden. Die Flachmasken wurden preßgeformt und auf Preßformbarkeit untersucht. Tabelle 6 zeigt die Glühtemperatur, die durchschnittliche Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen und den Sammelgrad der {211}-Ebenen. Tabelle 7 zeigt das Zugverhalten und Preßformbarkeit. Das Verfahren zur Messung der Eigenschaften war dasselbe wie das oben beschriebene.
Wie in Tabellen 6 und 7 dargestellt ist, haben die Materialien Nr. 24 und Nr. 25, die eine erfindungsgemäße chemische Zusammensetzung haben und den in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bedingungen genügen, hervorragende Preßformbarkeit. Im Gegensatz dazu ergeben die Materialien Nr. 26 bis Nr. 28 eine Glühtemperatur des heißgewalzten Blechs oberhalb der Grenze der vorliegenden Erfindung; alle diese Materialien geben einen Sammelgrad der {211}-Ebenen über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung und bilden während des Preßformens Risse im Legierungsblech. Darüber hinaus liefert das Material Nr. 28 eine 0,2 %-Dehngrenze von über 27,2 kgf/mm² und hat das Problem der Formfixierbarkeit während des Preßformens.
Um den Grad der {211}-Ebenen in dem in der Erfindung spezifizierten Bereich zu halten, ist es folglich wichtig, das Glühen des heißgewalzten Blechs in dem Bereich durchzuführen, der in der vorliegenden Erfindung spezifiziert ist. TABELLE 6
* Glühen des heißgewalzten Bleches wurde nicht durchgeführt TABELLE 7

BEISPIEL 3

Es wurden heißgewalzte Bleche aus Legierung Nr. 1, 2, 4, 6, 7, 8, 9, 11, 12, 13 und 14 verwendet, die in Beispiel 1 eingesetzt worden waren. Diese heißgewalzten Bleche wurden einem Verfahren, das Glühen (bei 930ºC), Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen (für 1 min bei der Temperatur, die in Tabelle 8 und Tabelle 9 angegeben ist), Fertigkeitwalzen und Spannungsarmglühen beinhaltete, unter Erhalt eines Legierungsbleches mit einer Dicke von 0,025 mm unterworfen. Die Legierungsbleche wurden geätzt, um Flachmasken herzustellen, die dann einem Glühen vor dem Preßformen bei 750ºC für 20 min unterworfen wurden, wobei die Materialien Nr. 29 bis Nr. 66 erhalten wurden. Diese Materialien wurden zur Bestimmung der Preßformbarkeit preßgeformt. Tabelle 8 und Tabelle 9 zeigen die Glühtemperatur vor dem Endkaltwalzen, die durchschnittliche Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen, das Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens und das Verhalten bei Zugbeanspruchung. Tabelle 10 und Tabelle 11 zeigen den Sammelgrad der {211}- Ebenen und die Preßformbarkeit. Das Verfahren zur Messung der Eigenschaften war dasselbe wie das oben beschriebene.
Tabelle 8 bis Tabelle 11 zeigen, daß das Material Nr. 30 bis Nr. 35, Nr. 38, Nr. 41 bis 43 und Nr. 47 bis 66, die die erfindungsgemäße chemische Zusammensetzungen haben und den Bedingungen des Glühens des heißgewalzten Blechs und des Glühens vor dem Preßformen, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, genügen und für die die Beziehung zwischen durchschnittlicher Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen und dem Reduktionsverhältnis des Kaltwalzenz in dem Bereich liegt, der in der vorliegenden Erfindung spezifiziert ist, einen Sammelgrad der {211}-Ebenen von 16 % oder weniger ergeben. Von diesen Materialien wendeten die Materialien Nr. 30, Nr. 35, Nr. 38, Nr. 41, Nr. 47, Nr. 49, Nr. 50, Nr. 54, Nr. 60, Nr. 63 und Nr. 66 Reduktionsverhältnisse beim Fertigkaltwalzen, R (in Bereich I in Figur 3) an, die den obigen Gleichungen (1a) und (1b) entsprechen, wobei eine 0,2 %-Dehngrenze von 27,5 kgf/mm² oder weniger erhalten wurde. Die Materialien Nr. 31, Nr. 33, Nr. 34, Nr. 43, Nr. 48, Nr. 52, Nr. 55, Nr. 59 und Nr. 65 wendeten Reduktionsverhältnisse des Fertigkaltwalzens, R (in Figur 3 Bereich II) an, die den obigen Gleichungen (2a) und (2b) genügten, wobei eine 0,2 %-Dehngrenze von 27,0 kgf/mm² oder weniger erhalten wurde. Die Materialien Nr. 32, Nr. 42, Nr. 51, Nr. 53, Nr. 56, Nr. 57, Nr. 58, Nr. 61, Nr. 62 und Nr. 64 wendeten Reduktionsverhältnisse beim Fertigkaltwalzen, R, (in Figur 3 Bereich III) an, die den obigen Gleichungen (3a) und (3b) entsprachen, wobei eine 0,2 %-Dehngrenze von 26,5 kgf/mm² oder weniger erhalten wurde. Alle diese Materialien gaben eine 0,2 %-Dehngrenze innerhalb der Grenzen der vorliegenden Erfindung und zeigten gute Qualität der Preßformbarkeit. Dementsprechend zeigte sich eine Verringerung der 0,2 %-Dehngrenze als zur Verbesserung der Formfixierbarkeit dienlich.
Im Gegensatz zu der obigen bevorzugten Ausführungsform genügte die Beziehung zwischen der durchschnittlichen Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen, den Bedingungen des Glühens des heißgewalzten Bleches und des Reduktionsverhältnisses beim Fertigkaltwalzen bei den Vergleichsmaterialien Nr. 29, Nr. 36, Nr. 37, Nr. 39, Nr. 40, Nr. 44 und Nr. 45 nicht den in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bedingungen, selbst wenn sie die Bedingungen der chemischen Zusammensetzung, des Glühens des heißgewalzten Blechs und des Glühens vor dem Preßformen, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, genügten. Sie lagen hinsichtlich der 0,2 %-Dehngrenze und/oder dem Grad der {211}-Ebenen außerhalb des Schutzumfangs der vorliegenden Erfindung und sie hatten mindestens in einem der beiden folgenden Punkte Probleme, der Fomfixierbarkeit und der Rißbildung in Legierungsblechen während des Preßformens.
Material Nr. 64 wurde vor dem Fertigkaltwalzen für 1 min bei 850ºC durch Glühen behandelt. Solche Glühbedingungen liefern eine Austenit-Korngröße von 10,0 um, so daß die 0,2 %- Dehngrenze 27,5 kgf/mm² übersteigt, selbst wenn das Fertigkaltwalz-Reduktionsverhältnis 15 % ist. Diese Muster können keine Formfixierbarkeit während des Preßformens liefern, die den Beschreibungen der vorliegenden Erfindung entspricht.
Wie oben detailliert diskutiert wurde, ist es, selbst wenn die Bedingungen hinsichtlich der chemischen Zusammensetzung, des Glühens des heißgewalzten Blechs und des Glühens vor dem Preßfomen in den Bereichen gehalten werden, die in dieser Erfindung spezifiziert sind, wichtig, die Austenit-Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen und das Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens in den Bereichen zu halten, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, um eine zufriedenstellende Preßformbarkeit zu erzielen. TABELLE 8 TABELLE 8 (Fortsetzung) TABELLE 9 TABELLE 9 (Fortsetzung) TABELLE 10 TABELLE 11

BEISPIEL 4

Heißgewalzte Bleche aus Legierung Nr. 1, 4, 9, 10, 12, 14, 21 und 22, die in Beispiel 1 eingesetzt worden waren, wurden verwendet. Diese heißgewalzten Bleche wurden einem Verfahren unterworfen, das ein Glühen (bei 930ºC), Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen (für 1 min bei 890ºC), Fertigkaltwalzen (bei einem Reduktionsverhältnis von 21 %) und ein Spannungsarmglühen beinhaltet, unterworfen, wobei Legierungsbleche mit einer Dicke von 0,25 mm erhalten wurden. Die Legierungsbleche wurden unter Herstellung von Flachmasken geätzt, die dann unter den in Tabelle 12 angegebenen Bedingungen dem Glühen vor dem Preßformen unterworfen wurden, wobei Material Nr. 67 bis Nr. 84 erhalten wurde. Diese Materialien wurden zur Bestimmung der Preßformbarkeit preßgeformt. Tabelle 12 zeigt die durchschnittliche Austenit- Korngröße vor dem Fertigkaltwalzen, die Bedingungen des Glühens vor dem Preßformen, den Sammelgrad der {211}-Ebenen, Verhalten bei Zugbeanspruchung und Preßformbarkeit. Tabelle 12 gibt ebenfalls den Sammelgrad der {211}-Ebenen und die Preßformbarkeit an. Das Verfahren zur Messung der Eigenschaften war dasselbe wie das oben beschriebene.
Tabelle 12 zeigt, daß die Materialien Nr. 67, Nr. 69, Nr. 70 und Nr. 76 bis Nr. 84, die den Bedingungen der chemischen Zusammensetzung und des Glühens des heißgewalzten Blechs, des Fertigkaltwalzens (Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens), des Glühens vor dem Preßformen (Temperatur, Zeit), die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, genügen, einen Sammelgrad der {211}-Ebenen von 16% oder weniger ergeben. Alle diese Materialien haben die in der Erfindung geforderte 0,2 %-Dehngrenze und zeigen eine hohe Qualität der Preßformung.
Im Gegensatz zu der obigen bevorzugten Ausführungsform wurden die Vergleichsmaterialien Nr. 72 und Nr. 73 vor dem Preßformen bei einer Temperatur und für eine Zeit, die über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung liegt, geglüht, obgleich sie den Bedingungen der chemischen Zusammensetzung, des Glühens des heißgewalzten Blechs und des Fertigkaltwalzens (Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens), die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, genügten. Sie wiesen einen Sammelgrad der {211}-Ebenen von 16 % oder mehr auf; es wurden Risse gebildet. Das Vergleichsmaterial Nr. 63 wurde vor dem Preßformen bei einer Temperatur (T) und für eine Zeit (t) geglüht, was die Gleichung T ≥ -48,1 log t + 785 nicht genügte. Vergleichsmaterial Nr. 71 wurde vor dem Preßformen für eine Zeit über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung geglüht; die Glühtemperatur T und die Glühzeit t entsprachen nicht der obigen Gleichung. Alle diese Vergleichsmaterialien zeigten eine 0,2 %-Dehngrenze von mehr als 27,5 kgf/mm²; sie hatten Probleme mit der Formfixierbarkeit während des Preßformens. Der Grad der {211}-Ebenen überschritt bei diesen Materialien 16 %, in den Legierungsblechen wurden Risse gebildet.
Die Materialien Nr. 74 und Nr. 75 verwendeten Vergleichslegierungen. Selbst wenn das Glühen vor dem Preßformen für 50 min bei 750ºC durchgeführt wird, übersteigen ihre Werte der 0,2 %-Dehngrenze 27,5 kgf/mm², und sie haben Probleme mit der Formfixierbarkeit während des Preßformens. Bei diesen Materialien übersteigt der Sammelgrad der {211}-Ebenen 16 %; außerdem werden in den Legierungsblechen Risse gebildet.
Wie oben detailliert beschrieben wurde, ist es selbst unter den Bedingungen, wo die chemische Zusammensetzung, das Glühen des heißgewalzten Blechs und das Reduktionsverhältnis des Fertigkaltwalzens in dem erfindungsgemäß spezifizierten Bereich liegen, wichtig, die Bedingungen des Glühens vor dem Preßformen in dem Bereich zu halten, der in der vorliegenden Erfindung spezifiziert wurde, um eine ausreichende Qualität der Preßform zu erzielen. TABELLE 12 TABELLE 12 (Fortsetzung)

BEISPIEL 5

Heißgewalzte Bleche aus Legierung Nr. 1 und Nr. 4, die in Beispiel 1 verwendet worden waren, wurden verwendet. Diese Bleche wurden einem Glühen (bei 930ºC), Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen, Kaltwalzen, Rekristallisationsglühen (bei 890ºC für 1 min), Fertigkaltwalzen (bei einem Reduktionsverhältnis von 21 %) und einem Spannungsarmglühen unterzogen, wobei Legierungsbleche mit einer Dicke von 0,25 mm erhalten wurden. Diese Legierungsbleche wurden vor dem Preßformen unter den Bedingungen, die in Tabelle 13 aufgeführt sind, geglüht, wobei Material Nr. 85 bis Nr. 87 erhalten wurde. Die Legierungsbleche wurden unter Herstellung von Flachmasken geätzt. An diesen Flachmasken wurde ein Preßformen durchgeführt, danach wurde die Preßformbarkeit bestimmt. Tabelle 13 zeigt die durchschnittliche Austenit-Korngröße, Bedingungen zum Glühen vor dem Preßformen und den Sammelgrad der {211}-Ebenen für jedes Material. Tabelle 14 zeigt das Verhalten bei Zugbeanspruchung, Preßformbarkeit und Ätzverhalten. Das Ätzverhalten wurden durch visuelle Beobachtung von Unregelmäßigkeiten, die bei den geätzten Flachmasken auftreten, bestimmt. Das Meßverfahren für jede Eigenschaft war dasselbe wie das oben beschriebene.
Tabelle 13 und Tabelle 14 geben an, daß die Materialien Nr. 85 bis 87, die hinsichtlich der chemischen Zusammensetzung und der Herstellung den Bedingungen, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind genügen, beim Ätzen einen hervorragenden Zustand ohne Unregelmäßigkeiten, einen Grad der {211}-Ebenen von 16 % oder weniger und eine 0,2 %- Dehngrenze in dem in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereich ergeben. Alle diese Materialien zeigten hervorragende Preßformqualität.
Zur Erzielung einer zufriedenstellenden Preßformbarkeit ist es wichtig, an der chemischen Zusammensetzung und an dem Herstellungsverfahren, die in der vorliegenden Erfindung spezifiziert sind, festzuhalten. Wenn diese Bedingungen erfüllt sind, liefert ein Legierungsblech, das nach dem Glühen vor dem Preßformen einem Ätzen unterzogen wird, eine Flachmaske mit dem gewünschten Ätzverhalten, die frei von Unregelmäßigkeiten ist. TABELLE 13
Wie in den Beispielen detailliert beschrieben ist, liefern Legierungsbleche, die einen Sammelgrad der {211}-Ebenen von über 16 % haben, nach dem Glühen vor dem Preßformen eine geringere Dehnung senkrecht zu der Walzrichtung als die der vorliegenden Erfindung. Ein erhöhter Sammelgrad der {211}- Ebenen verringert vermutlich die Dehnung und induziert Risse in den Legierungsfolien während des Preßformens.

Claims

1. Legierungsblech zur Herstellung einer Schattenmaske, das aus 34 bis 38 Gew.-% Ni, 0,001 bis 0,1 Gew.-% Si, 0 bis 1 Gew.-% Co, 0,003 Gew.-% oder weniger B, 0,003 Gew.-% oder weniger 0, 0,0001 bis 0,002 Gew.-% N, mehr als 0,05 bis 3 Gew.-% Cr, fakultativ 0,0001 bis 0,01 Gew.-% C, fakultativ 0,001 bis 0,50 Gew.-% Mn sowie Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen als Rest besteht;

wobei das Legierungsblech nach einem Glühen und vor einem Preßformen eine 0,2 %-Dehngrenze von 27,5 kgf/mm² oder weniger und

einen Sammelgrad der {211}-Ebenen an einer Oberfläche des Legierungsbleches von 16 % oder weniger hat.

2. Legierungsblech nach Anspruch 1, in dem der Ni-Gehalt 35 bis 37 Gew.-% ist.

3. Legierungsblech nach Anspruch 2, in dem der Ni-Gehalt 35,5 bis 36,5 Gew.-% ist.

4. Legierungsblech nach einem der Ansprüche 1 bis 3, in dem der O-Gehalt 0,001 bis 0,003 Gew.-% ist.

5. Legierungsblech nach Anspruch 1, in dem die 0,2 %- Dehngrenze 27 kgf/mm² oder weniger ist.

6. Legierungsblech nach Anspruch 5, in dem die 0,2 %- Dehngrenze 26,5 kgf/mm² oder weniger ist..

7. Legierungsblech nach einem der vorangehenden Ansprüche, das kein (0 Gew.-%) Co enthält.

8. Legierungsblech zur Herstellung einer Schattenmaske, das aus 28 bis 38 Gew.-% Ni, 0,001 bis 0,1 Gew.-% Si, 0,003 Gew.-% oder weniger B, 0,003 Gew.-% oder weniger O, 0,0001 bis 0,002 Gew.-% N, mehr als 0,05 bis 3 Gew.-% Cr, mehr als 1 bis 7 Gew.-% Co, fakultativ 0,0001 bis 0,01 Gew.-% C, fakultativ 0,001 bis 0,50 Gew.-% Mn, sowie Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen als Ausgleich besteht; wobei das Legierungsblech nach Glühen und Preßformen eine 0,2 %-Dehngrenze von 27,5 kgf/mm² oder weniger hat; und einen Sammelgrad der {211}-Ebenen an einer Oberfläche des Legierungsbleches von 16 % oder weniger hat.

9. Legierungsblech nach Anspruch 8, in dem der Ni-Gehalt 30 bis 33 Gew.-% ist.

10. Legierungsblech nach Anspruch 8 oder Anspruch 9, in dem der Co-Gehalt 3 bis 6 Gew.-% ist.

11. Legierungsblech nach Anspruch 9 oder Anspruch 10, in dem der O-Gehalt 0,001 bis 0,003 Gew.-% ist.

12. Legierungsblech nach Anspruch 8, in dem die 0,2 %- Dehngrenze 27 kgf/mm² oder weniger ist.

13. Legierungsblech nach Anspruch 12, in dem die 0,2 %- Dehngrenze 26,5 kgf/mm² oder weniger ist.

14. Verfahren zur Herstellung eines Legierungsbleches für eine Schattenmaske, das die folgenden Schritt umfaßt:

(a) Herstellung eines heißgewalzten Blechs mit den Zusammensetzungen, die in Anspruch 1 oder Anspruch 8 definiert sind;

(b) Glühen des heißgewalzten Blechs in einem Temperaturbereich von 910 bis 990ºC,

(c) Kaltwalzen des geglühten, heißgewalzten Blechs unter Herstellung eines kaltgewalzten Blechs;

(d) abschließendes Rekristallisationsglühen des kaltgewalzten Blechs;

(e) Fertigkaltwalzen des kaltgewalzten und rekrisallisationsgeglühten Blechs bei einem Kaltwalz- Reduktionsverhältnis R (%) als Reaktion auf eine durchschnittliche Austenit-Korngröße D (um), die durch das abschließende Rekristallisationsglühen erhalten wird, das den folgenden Gleichungen entspricht:

16 ≤ R ≤ 75 6,38D - 133,9 ≤ R ≤ 6,38D - 51,0

(f) Spannungsarmglühen des Blechs, nachdem es dem Fertigkaltwalzen unterzogen worden war;

(g) Weichglühen des kaltgewalzten Blechs bei einer Temperatur von 700 bis weniger als 800ºC für 0,5 bis weniger als 60 min vor einem Preßformen und unter Bedingungen, die der folgenden Gleichung genügen:

T ≥ -48,1 log t + 785

in der T (ºC) die Temperatur und t (min) die Zeit des Glühens ist.

15. Verfahren nach Anspruch 14, wobei R (%) den folgenden Gleichungen genügt:

21 ≤ R ≤ 70 6,38D - 122,6 ≤ R ≤ 6,38D - 65,2.

16. Verfahren nach Anspruch 15, wobei R (%) den folgenden Gleichungen genügt:

26 ≤ R ≤ 63 6,38D - 108,0 ≤ R ≤ 6,38D - 79,3.

17. Verfahren nach Anspruch 14, wobei das abschließende Rekristallisationsglühen bei einer Temperatur von 860 bis 950ºC für 0,5 bis 2 min durchgeführt wird.