本发明涉及一种用于制造彩色阴极射线管用的荫罩的合金薄板及其制造方法，尤其是涉及一种含Fe、Ni和Cr的具有优良冲压成形性的合金薄板及其制造方法。 近来改进高清晰度TV的彩色电视质量的趋向是已使用含有34-38%（重量）的Fe-Ni合金作为用于制造荫罩的合金，以抑制彩色相位失真。与长期以来用作荫罩材料的低碳钢相比，传统的Fe-Ni合金具有相当低的热膨胀系数。因此即使当电子束加热荫罩时，用传统的Fe-Ni合金制造的荫罩不产生由荫罩热膨胀引起的彩色相位失真的问题。
制造用于荫罩的合金薄板的常规做法包括下列步骤。用连铸法或制锭法制造合金锭。对合金锭进行开坯轧制、热轧、冷轧及退火而制成合金薄板。
然后用于制造荫罩的合金薄板通常以下列步骤进行加工而形成荫罩（1）合金薄板进行光蚀刻，以在用于制造荫罩的合金薄板上形成适于电子束的穿孔。经蚀刻已穿孔地用于制造荫罩的合金薄板下文称为“平罩板（flat mask）”。（2）该平罩板进行退火。（3）退火过的平罩板冲压成阴极射线管的弯曲形状。（4）将冲压成形的平罩板组装成荫罩，然后进行黑化处理。
但是，上述传统的Fe-Ni合金比普通低碳钢具有较高的强度和作为机械性能的平面各向异性。因此，通过包括初次冷轧、再结晶退火和最终冷轧过程制成用于荫罩的合金薄板，在蚀刻穿孔之后冲压成形之前进行退火，这种合金薄板会产生一些问题，例如差的形状固定能力、在冲压成形过程中在合金薄板上产生裂纹及穿透孔的模糊周边，这是制造阴极射线管的显著缺点。
此外，上述Fe-Ni合金容易导致锈斑，这在荫罩制造过程中降低生产率。
在JP-A-3-267320（这里所指的术语JP-A表示未审查的日本专利公开公报）中曾提出现有技术，在那里提供一种降低传统的Fe-Ni合金强度和解决问题的方法。在下文中将上述技术称作现有技术1。该现有技术1使用初次冷轧、再结晶退火、最终冷轧和软化退火。最终冷轧以5-20%的压下率进行，而软化退火温度低于800℃。现有技术1生产一种强度低到足以提供良好冲压成形性的薄板，在200℃具有9.5Kgf/mm2（10Kgf/mm2或更低）的0.2%屈服点（Proof Stress）。
在JP-B-64-52024中提出现有技术2，在那里提供一种降低作为机械性能的平面各向异性方法。为了生产一种具有低的弹性系数的平面各向异性的用于荫罩的薄板，现有技术2使用包括冷轧后再加上重复两次或多次的再结晶退火，及提高硬度的冷轧的过程，在该方法中，在最终再结晶退火之前的最终冷轧以40-80%的压下率进行。当薄板进行蚀刻、退火和冲压成形时，用于荫罩的薄板在冲压成形过程中具有优良的均匀成形性，导致小的蚀刻孔变形，并且没有不均匀的光滑表面和显微组织在加工方向拉长的缺点。
但是，尽管在上述退火状态下强度已低到适合于冲压成形的水平，现有技术1也不能满足进行良好的温压成形所需要的性能。用该现有技术制造的用于荫罩的合金薄板已发现擦伤模具并在荫罩边缘产生裂纹。此外，用于制造荫罩的上述合金薄板，因为合金的平面各向异性大，在冲压成形后经常产生穿孔的模糊周边的质量问题。
在现有技术2中，薄板的弹性系数平面各向异性是小的，并没有观察到在冲压成形过程中因孔的变形导致穿孔的模糊周边。但是现有技术2在冲压成形过程荫罩边缘处还引起裂纹，并且不能改进Fe-Ni合金的抗腐蚀性。
因为彩色显像管比以前朝向色泽更鲜艳及更平面化，所以目前彩色电视对彩色相位失真要求更严格的质量标准。使用由上述现有技术制造的荫罩的阴极射线管，在电子束辐照射下产生局部彩色相位失真。
本发明的目的是提供一种用于制造荫罩的合金薄板及其制造方法，该合金薄板具有极好的抗腐蚀性和优良的冲压成形性，在冲压成形过程中既不产生裂纹也不形成穿孔的模糊周边，并且在用于阴极射线管时不产生彩色相位失真。
为了达到上述目的，本发明提供一种合金薄板，该合金薄板基本上由（按重量）34-38%Ni，0.05-3%Cr，0.1%或低于0.1%Si0.003%或低于0.003%B、0.003%或低于0.003%O、0.003%或低于0.003%N、其余为Fe组成。
该合金薄板具有15-45μm的平均奥氏体结晶粒度和50%或低于50%的奥氏体结晶粒的混粒度，上述结晶粒的混粒度以公式（｜0.5Dmax-D｜/D）x100（%）表示，式中D是平均奥氏体结晶粒度，Dmax是该合金薄板中的最大奥氏体结晶粒度，而｜0.5Dmax-D｜表示（0.5Dmax-D）的绝对值;以及
在该合金薄板表面上｛331｝晶面的聚集度是35%或更低｛210｝晶面的聚集度是20%或更低，｛211｝晶面的聚集度是20%或更低。
该合金薄板还包含1%或低于1%（重量）Co。
本发明还提供一种合金薄板，该合金薄板基本上由（按重量）27-38%Ni，0.05-3%Cr、1%以上-低于7%Co、0.1%或低于0.1%Si、0.003%或低于0.003%B、0.003%或低于0.003%O、0.003%或低于0.003%N、其余为Fe组成;
该合金薄板具有15-45μm的平均奥氏体结晶粒度和50%或低于50%的奥氏体结晶粒的混粒度，该结晶粒混粒度以公式（｜0.5Dmax-D｜/D）x100（%）表示，式中D是平均奥氏体结晶粒度，Dmax是在该合金薄板中的最大奥氏体结晶粒度，而｜0.5Dmax-D｜表示（0.5Dmx-D）的绝对值;
在该合金薄板表面上的｛331｝晶面的聚集度是35%或更低，｛210｝晶面的聚集度是20%或更低，而｛211｝晶面的聚集度是20%或更低。
本发明还提供一种制造合金薄板的方法，该方法包括下述步骤：
（a）将含有Fe、Ni和Cr的扁坯热轧成热轧带材;
（b）在810-890℃温度范围内将上述热轧带材;
（c）以81-94%的压下率将上述退火的热轧带材冷轧成冷轧薄板;
（d）将上述冷轧薄板进行退火的再结晶退火步骤;
（e）将经过再结晶退火的上述冷轧薄板以14-29%的压下率进行最终冷轧;
（f）将经过最终冷轧的上述冷轧薄板进行退火的消除应力退火步骤;
（g）在冲压成形之前，在740-900℃温度范围内满足下述公式的条件下，将经过消除应力退火的冷轧薄板退火2-40分钟：
T≥-123logt+937
式中T是退火温度（℃），t是退火时间（min）。
本发明还提供一种制造合金薄板的方法，该方法包括下列步骤：
（a）将含有Fe、Ni和Cr的扁锭热轧成热轧带材;
（b）在810-890℃温度范围内退火上述热轧带材;
（c）以40-55%压下率将上述退火过的热轧带材冷轧成冷轧薄板的初次冷轧步骤;
（d）将上述冷轧薄板进行退火的初次再结晶退火步骤;
（e）以81-94%压下率将经过再结晶退火的上述冷轧薄板进行冷轧的第二次冷轧步骤;
（f）将上述冷轧薄板进行退火的第二次再结晶退火步骤;
（g）以14-29%的压下率将经过再结晶退火的冷轧薄板进行最终冷轧;
（h）将经过最终冷轧的上述冷轧薄板进行退火的消除应力退火步骤;
（i）在冲压成形前，在740-900℃温度范围内和满足下列公式的条件下，将经过消除应力退火的上述冷轧薄板退火2-40分钟：
T≥-123logt+937
式中T是退火温度（℃），t是退火时间（min）。
附图的简要说明
图1是表示按照本发明在冲压成形过程中裂纹产生、｛211｝晶面的聚集度与在退火后冲压成形前的平均奥氏体晶粒尺寸之间关系的曲线图;
图2是表示按照本发明在冲压成形时穿孔的模糊周边与奥氏体结晶粒的混粒度之间关系的曲线图;
图3是表示按照本发明奥氏体结晶粒的混粒度与初次冷轧的压下率（在过程中仅包括一次冷轧）之间关系的曲线图;
图4是表示按照本发明奥氏体结晶粒的混粒度、初次冷轧的压下率和第二次冷轧的压下率（在过程中包括两次冷轧）之间关系的曲线图;以及
图5是表示按照本发明在冲压成形前退火条件范围的曲线图。
优选实施方案的说明
发明者们为研制出用于荫罩的具有优良冲压成形性并抑制局部彩色相位失真的Fe-Ni合金薄板和Fe-Ni-Cr合金薄板进行了广泛的研究，并发现达到所需要的冲压成形性，同时能抑制上述彩色相位失真是通过将用于荫罩的Fe-Ni合金薄板的化学成分、奥氏体晶粒尺寸、奥氏体结晶粒的混粒度和晶体取向控制在规定的范围内来获得。
B和O在规定范围内存在能提高在冲压成形前的退火过程中的晶粒生长。晶粒生长能提供具有规定尺寸的奥氏体晶粒，这将赋予冲压成形过程中的形状固定能力。并且Si和N在规定范围内存在将抑制冲压成形中模具擦伤并改善对模具的适配性。将冲压成形前退火后的合金薄板上的｛211｝晶面的聚集度控制在规定范围内可抑制冲压成形过程中在材料上产生裂纹。
通过将冲压成形前退火后的奥氏体结晶粒的混粒度控制在规定范围内抑制冲压成形过程中形成穿孔的模糊周边。并且通过将冲压成形前退火后的合金薄板的｛211｝晶面和｛311｝晶面的聚集度控制在规定范围内能够抑制上述的彩色相位失真。
在本发明合金的制造方法中，在冷轧前的规定温度下，对热轧带材进行热轧薄板退火。冷轧和最终冷轧都控制其压下率，并且在冲压成形前将退火条件控制在各自规定的范围内。将平均奥氏体晶粒尺寸和在合金薄板表面上的｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度控制在规定范围内。为了将冲压成形前退火后的合金薄板中的奥氏体结晶粒的混粒度保持在规定范围内，退火后的热轧薄板在规定范围内的压下率条件下进行一次或两次冷轧。
基于上述研究结果获得了本发明。下面阐明将用于制造荫罩的本发明的Fe-Ni-Cr合金薄板和Fe-Ni-Co-Cr合金薄板的化学成分、奥氏体晶粒尺寸和奥氏体结晶粒的混粒度以及薄板表面的｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度规定在上述范围内的理由。
（1）镍：
为了防止彩色相位失真，用于制造荫罩的Fe-Ni合金薄板在30-100℃温度范围内具有约2.0x10-6/℃的平均热膨胀系数的上限是必要的。热膨胀系数取决于合金薄板中的Ni含量。满足平均热膨胀系数的上述极限的Ni含量是34-38%（重量）。因此，Ni含量应被限制在34-38%（重量）。为了降低平均热膨胀系数，更好是Ni含量是35-37%（重量），而最好是35.5-36.5%（重量）。
当合金含有0.001-1.0%（重量）Co时，满足平均热膨胀系数上限的Ni含量是34-38%（重量），而最好是在35-38%（重量）范围内。当合金含有1.0%以上至7%（重量）Co时，满足平均热膨胀系数的上述条件的Ni含量是27-38%（重量），而且Fe-Ni-Co-Cr合金和Fe-Ni-Cr合金的平均热膨胀系数通过将Ni含量限制到30-33%（重量）、Co含量限制到3-6%（重量）而进一步降低。
铬改善合金的耐腐蚀性，但是提高热膨胀系数。铬含量低于0.05%对改善耐腐蚀性不起作用。另一方面，当Cr含量超过3%（重量）时，合金不能达到本发明所规定的平均热膨胀系数。因此，Cr含量的下限和上限分别规定为0.05%（重量）和3.0%（重量）。
按照本发明，对于温压成形，从改善形状固定能力、抑制冲压成形中在合金薄板上产生裂纹及在冲压成形后防止穿孔的模糊周边的原因所要求的平均奥氏体结晶粒度是15-45μm。结晶粒度小于15μm赋予差的形状固定能力并在合金薄板上产生裂纹。然而结晶粒度大于45μm在冲压成形后产生裂纹和穿孔的模糊周边。因此，平均奥氏体结晶粒度规定为15-45μm。
为了抑制在材料上产生裂纹，将合金薄板中的｛211｝晶面的聚集度控制在规定范围内而同时保持上述平均奥氏体结晶粒度，如后面所述是必要的。为了在本发明的冲压成形前的退火条件下促进晶粒生长，需要将O和B的含量控制在规定的水平或低于规定的水平。为了改进冲压成形过程中对模具的适配性，需要将Si和N的含量控制在规定的水平或低于此水平。下面说明上述元素的含量。
（2）氧：
氧是不可避免的杂质之一。提高氧含量会增加合金中的非金属氧化物夹杂，该夹杂物抑制冲压成形前的退火过程中晶粒生大，尤其是在740-900℃温度范围内退火40分钟或低于40分钟。如果O含量超过0.0030%（重量），于是上述晶粒生长显著地被抑制，并且得不到本发明目标的奥氏体结晶粒度。因此，O含量的上限规定为0.0030%。
（3）硼
硼提高合金的热加工性。但是，过量的B导致B在冲压成形前的退火过程中形成的再结晶晶粒的晶界上偏析，这阻止晶界自由迁动并导致抑制晶粒生长和在冲压成形前的退火后不能令人满意的奥氏体晶粒尺寸。尤其是，在本发明规定的冲压成形前退火条件下，对晶粒生长的抑制作用是强烈的，并且这种作用不是均匀地对所有晶粒起作用。结果在冲压成形过程中伴随材料的不均匀延伸出现严重的混合晶粒结构，这就导致穿孔的模糊周边。
硼也提高退火后｛211｝晶面的聚集度，这就在材料边缘引起裂纹。硼含量高于0.0030%（重量）显著地增加抑制晶粒生长，并且不能得到本发明目标的奥氏体晶粒尺寸。也出现冲压成形过程中穿孔的模糊周边，并且｛211｝晶面的聚集度超出在本发明中规定的上限。基于这些发现，B含量的上限被规定为0.0030%（重量）。
（4）硅：
硅在制造合金锭过程中被用作脱氧剂。当Si含量超过0.10%（重量）时，在冲压成形前退火过程中在合金表面上形成Si的氧化物膜。该氧化物膜在冲压成形过程中降低对模具的适配性，并导致模具与合金薄板咬住。因此，Si含量的上限被规定为0.10%（重量）。低Si含量还改善模具和合金薄板的适配性。
（5）氮：
氮是在制锭过程中不可避免地进入合金中的一种元素。氮含量大于0.0030%（重量）导致在冲压成形前的退火过程中氮集中在合金表面。在合金表面集中的氮降低冲压成形过程中对模具的适配性并导致模具与合金薄板咬住。因此，N含量的上限被规定为0.0030%（重量）。
本发明用于荫罩的合金在其Fe-Ni-Cr和Fe-Ni-Co-Cr基本成分中含有规定量的O、B、Si和N，并且在冲压成形前退火后具有15-45μm的平均奥氏体结晶粒度，以及具有50%或更低的奥氏体结晶粒的混粒度，并具有分别为20%或更低的，35%或更低的，20%或更低的｛211｝、｛331｝、｛210｝晶面的聚集度。最好是，成分还含有0.0001-0.0040%（重量）C、0.001-0.35%（重量）Mn、0.001-0.05%（重量）Cr和2.0ppm或更低的H。
如上所述，将化学成分和在冲压成形前退火后的平均奥氏体结晶粒度控制在本发明规定的范围内，能在冲压成形过程中抑制模具与合金的咬住，并赋予优良的形状固定能力。然而，还剩下在冲压成形的材料上产生裂纹的问题。为了解决这个问题，发明者们使用具有在本发明规定范围内的化学成分和平均奥氏体结晶粒度的合金薄板，通过改变合金薄板各个方向上的晶粒取向，研究了在冲压成形过程中裂纹产生和晶粒取向之间的关系，已发现抑制在合金材料上产生裂纹的有效条件是将｛211｝晶面的聚集度控制在规定值或低于该值，以及将冲压成形前的退火后的平均奥氏体结晶粒度控制在规定的水平或低于该水平。
图1示出了关于具有本发明规定化学成分的合金薄板，在冲压成形过程中在合金薄板上裂纹产生、｛211｝晶面聚集度与平均奥氏体结晶粒度之间的关系。｛211｝晶面的聚集度由在冲压成形前退火后的合金薄板的（422）衍射面的相应X-射线衍射强度比除以（111）、（200）、（220）、（311）、（331）、（420）和（422）衍射面的相应X-射线衍射强度比之和来测定。通过测量与｛211｝晶面具有相同取向的｛422｝晶面的衍射来测量｛211｝晶面的聚集度。
相应的X-射线衍射强度比被定义为在各衍射面上观察到的X-射线衍射强度除以各衍射面上的理论上的X-射线衍射强度的值。例如（111）衍射面的相应的X-射线衍射强度比是由（111）衍射面的X-射线衍射强度除以（111）衍射面的理论上的X-射线强度测量的。测量｛331｝和｛210｝晶面的聚集度（将在以后详细描述），通过分别测量（331）衍射面和（420）衍射面（它具有与｛211｝晶面相等的指数）的相应的X-射线衍射强度比除以来自上述（111）至（422）七个衍射面的相应的X-射线衍射强度比的和来进行。
图1清楚地示出，平均奥氏体结晶粒度是15-45μm和｛211｝晶面的聚集度是20%或更低的情况，在冲压成形过程中在合金薄板上不产生裂纹，并且不引起穿孔的模糊周边，这种事实表明本发明的优良效果。
基于这些发现，本发明规定｛211｝面的聚集度为20%或更低作为在合金薄板上抑制裂纹产生的条件。
除上述测量外，控制冲压成形前退火后的奥氏体结晶粒的混粒度对于防止在冲压成形过程中产生穿孔的模糊周边是必要的。图2示出使用具有本发明规定范围的化学成分、平均奥氏体结晶粒度和｛331｝、｛210｝及｛211｝晶面的聚集度的合金薄板，在冲压成形后穿孔的模糊周边的出现率与奥氏体结晶粒的混粒度之间的关系。该图指出，奥氏体结晶粒的混粒度大于50%，会提高穿孔的模糊周边的出现率。因此，为了抑制冲压成形后产生穿孔的模糊周边，奥氏体结晶粒的混合粒度被规定为50%或更低。
如上所述，由于规定O、B、Si和N的含量、冲压成形前退火后的平均奥氏体结晶粒度和混粒度以及｛211｝晶面的聚集度，结果充分形成本发明目标的冲压成形性。
为了抑制局部彩色相位失真，如上所述，控制冲压成形前退火后的｛331｝晶面和｛210｝晶面的聚集度是重要的。当冲压成形前退火后的｛331｝晶面和｛210｝晶面的聚集度分别超过35%和20%时，会产生局部彩色相位失真。因此，本发明规定｛331｝晶面和｛210｝晶面的聚集度分别为35%或更低和20%或更低。
保持冲压成形前退火后的｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度分别是或低于35%、16%和20%的方法是尽可能地选用合金薄板的适宜制造条件，这些条件防止｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面在下述步骤中聚集，所述步骤包括该合金薄板凝固、热轧、冷轧和退火。例如，当合金是由通过制锭和开坯初轧的扁坯或连铸扁坯制成的热轧带材制造时，热轧带材经受热轧薄板退火、冷轧、再结晶退火、最终冷轧、消除应力退火、冲压成形前退火、冲压成形和黑化处理。在该方法中，热轧后热轧薄板进行充分退火，对于防止｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集是有效的。尤其是当热轧薄板的退火温度适当地选择在810-890℃范围内，能使｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度保持在本发明规定的水平或更低。
因此，本发明规定热轧薄板的退火温度为810-890℃，这能提供35%或更低的｛331｝晶面的聚集度、20%或更低的｛210｝晶面的聚集度、20%或更低的｛211｝晶面的聚集度。
当在热轧薄板退火前热轧合金带材完全再结晶时，实现本发明中的热轧薄板的退火效果。为了得到作为本发明重点的｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的满意的聚集度，在开坯初轧后对初轧板进行均匀化热处理是不好的。例如，当在1200℃或更高温度均匀化热处理10小时或更长时间时，｛331｝、｛210｝和｛211｝面中的至少一个面的聚集度超过本发明规定的范围。因此，必须避免上述均匀化热处理。
此外，当在制造过程中使用上述热轧带材时，要求冷轧、退火、最终冷轧、消除应力退火和冲压成形前的退火中的所有条件最佳化，以保证｛331｝、｛210｝和｛211｝面的聚集度及奥氏体结晶粒的混粒度在本发明规定的范围内。
在热轧薄板退火后，使冷轧和退火条件最佳化，对于控制冲压成形前退火后的奥氏体结晶粒的混合晶粒的聚集程度是重要的。
一种本发明的合金是将热轧薄板进行退火并进行冷轧和退火的一次循环。图3示出冷轧压下率与冲压成形前退火后的奥氏体晶粒的混粒度之间的关系。具体地说，这是表示奥氏体结晶粒的混粒度与合金薄板的初次冷轧压下率之间关系的曲线图，该合金薄板是由热轧带材，进行包括下述的处理而制造成的：在810-890℃温度范围内进行热轧薄板退火、以73-97%压下率的初次冷轧、再结晶退火、以14-29%压下率的最终冷轧和在450-540℃温度范围内消除应力退火0.5-300秒，接着在740-900℃温度范围内进行2-40分钟的退火，然后冲压成形。
图3指出，当中间冷轧和退火仅进行一次时，81-94%的压下率提供50%或更低的奥氏体结晶粒的混粒度。另一方面，冷轧压下率低于81%或高于94%提供大于50%的奥氏体结晶粒的混粒度。
因此，本发明规定冷轧压下率为81-94%，对于冷轧和退火的一次循环来说，足以保证奥氏体结晶粒的混粒度是50%或低于50%。
图4是表示当中间冷轧和退火过程进行两次时，冷轧压下率与奥氏体结晶粒的混粒度之间关系的曲线图。具体地说，这是表示合金薄板的奥氏体结晶粒的混粒度与初次冷轧和第二次冷轧的压下率之间关系的曲线图，该合金薄板是由热轧带材，进行包括下述的处理而制造成的：在810-890℃温度范围内退火热轧薄板、以35-60%压下率的初次冷轧、再结晶退火、以75-97%压下率的第二次冷轧、再结晶退火、以14-29%压下率的最终冷轧、在450-540℃温度范围内消除应力退火0.5-300秒、接着在740-900℃温度范围内退火2-40分钟，该退火温度（T）满足下式：
T≥-123logt+937
如在图4中所示，当第二次冷轧压下率是81-94%和初次冷轧压下率是40-55%时，奥氏体结晶粒的混粒度给出满意的值。
由于上述理由，对于冷轧和退火的两次循环的情况来说，本发明规定初次冷轧的压下率为40-55%，第二次冷轧的压下率为81-94%。初次和第二次冷轧后的再结晶退火最好在810-840℃进行0.5-3分钟。即使退火温度超过再结晶温度，在810℃或更低温度退火导致形成混合晶粒，并且在冲压成形前退火后提高奥氏体结晶粒的混粒度。即使温度被保持在810-840℃范围内，在少于0.5分钟或多于3分钟的退火情况下，结构显示出混合晶粒结构。后面两种情况都是不利的，因为提高了冲压成形前退火后的奥氏体结晶粒的混粒度。
当选用的上述冷轧和退火条件适宜时，｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度分别为35%或更低、20%或更低和20%或更低。
就14-29%压下率的最终冷轧来说，当化学成分、冷轧、退火和冲压成形前的退火条件选择在本发明规定的范围内时，在冲压成形前退火后，所产生的特性是：15-45μm的平均奥氏体结晶粒度;50%或更低的奥氏体结晶粒的混粒度;35%或更低的｛331｝晶面的聚集度;20%或更低的｛210｝晶面的聚集度;20%或更低的｛211｝晶面的聚集度。在最终冷轧的压下率低于14%或高于29%的情况下，作为发明特征的上述特性中的至少一种超出本发明范围之外。因此，最终冷轧的压下率规定为14-29%。
按照本发明，冲压成形前的退火条件最佳化对于得到平均奥氏体结晶粒度值和奥氏体结晶粒的混粒度也是重要的。图5表示在本发明规定范围内的热轧薄板退火、冷轧和退火以及最终冷轧压下率的条件下，冲压成形前退火后的平均奥氏体晶粒尺寸、奥氏体结晶粒的混粒度、｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度与冲压成形前的退火温度（T，℃）和时间（t，分）之间的关系。
如在图5中清楚地表明的那样，即使除冲压成形前退火条件外的所有条件都在本发明的范围内，当退火温度遵循关系式T＜-123logt+937时，于是平均奥氏体结晶粒度低于15μm及｛211｝晶面的聚集度大于20%，这些数值是不适用于本发明的。当退火温度（T）高于900℃、平均奥氏体结晶粒度大于45μm和｛211｝晶面的聚集度大于20%时，这些数值是不适当的。此外，当退火时间（T）超过40分钟时，｛211｝、｛331｝和｛210｝晶面的聚集度中的至少一个面的聚集度超过本发明规定的范围，这是不合适的。
因此，将得到平均奥氏体结晶粒度、奥氏体结晶粒的混粒度和｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度的满意数值的条件在本发明中规定为T：740-900℃，t：2-40分钟，并且T≥-123logt+937。本发明中的消除应力退火对于在随后的退火（在冲压成形之前）中控制｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度是重要的。消除应力退火应当在450-540℃进行0.5-300秒，以显示在本发明中所指的充分作用。
还有将在冲压成形前退火后的合金薄板上的｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度限制在本发明规定范围内的其他方法。这些方法的例子是急冷凝固和通过控制热加工过程中的再结晶的组织结构控制。本发明中的冲压成形前的退火可以在光蚀刻前施行。在这种情况下，只有当将冲压成形前的退火条件保持在本发明规定的范围内时，才能保证所需的光蚀刻质量。
实施例
在下面涉及的实施例中更详细说明本发明。
实施例1
具有表1所列化学成分的扁锭No.1-No21是通过连铸用盛钢桶内精炼得到的钢水制造的。在表1中除氢外的化学成分以重量%表示，而氢含量是以P.P.m（每百万分之一）表示。
连铸扁锭进行火焰清理，然后在加热炉中在1100℃加热3小时并热轧，以得到热轧带材。使热轧带材经受下列过程，这些过程包括在860℃退火热轧薄板、以93%压下率的初次冷轧、在810℃再结晶退火1分钟。该过程还包括以21%压下率的最终冷轧、在530℃消除应力退火1分钟，以得到具有0.25mm厚的合金薄板。将由上述方法得到的合金薄板用于下述各种试验。材料No.1-No.21与合金No.1-No.21相对应。选择在热轧后完全再结晶的上述热轧带材。
材料No.1至-No.3、No.5至No.21的合金薄板通过蚀刻制成平罩板，然后在冲压成形前在表2中规定的条件下经受退火，再进行冲压成形。对冲压成形后的薄板进行试验，根据表4中给出的评定标准测定形状固定能力、对模具的适配性、材料上的裂纹、产生和穿孔的模糊周边的出现率。根据在表4中给出的评定标准，在消除应力退火后对这些材料进行耐腐蚀性检验。
已发现上述蚀刻后的平罩板没有穿孔的模糊周边并具有足够的蚀刻性能。在冲压成形前退火后测量其平均奥氏体结晶粒度、奥氏体结晶粒的混粒度、拉伸性能（n值、r值和延伸率）和｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度。用上述的X-射线衍射法测量｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度。结果示于表3中。
材料No.4的合金薄板在上述条件下进行消除应力退火，在冲压成形之前，在表2给出的条件下进行退火，并进行蚀刻制成平罩板，接着进行冲压成形。用其他材料所用的相同方法测量材料的性能。在冲压成形的荫罩黑化处理，将荫罩装配到阴极射线管上并向阴极射线管上辐射电子束至规定的时间以后，测量局部彩色相位失真。表4示出冲压成形性（形状固定能力、对模具适配性、在合金薄板上的裂纹产生、穿孔的模糊周边）、局部彩色相位失真和耐腐蚀性（点锈斑的产生，数/100CM2）的试验结果。
＊无法评定
1）评定标准：◎：很好，○：好，△：稍差，X：差。
2）评定标准：○：好，无压痕（ironing mark）
△：稍差，有少数压痕，
X：差，有大量压痕。
3）根据JISZ2371标准，用进行100小时的盐雾试验评定耐腐蚀性。
如表4明确地指出的那样，具有在本发明规定范围内的化学成分、｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度、平均奥氏体结晶粒度和奥氏体结晶粒的混粒度的材料No.1至No.13和No.13-1显示出优良的冲压成形性，不引起局部彩色相位失真，并具有比后面所述的材料No.16更好的耐腐蚀性。材料No.4在冲压成形前退火后进行蚀刻，而且由此材料制成的平罩板不导致穿孔的模糊周边，并且显示满意的蚀刻性能。比其他材料含有更多Co的材料No.13-1显示和其他材料一样优良的特性。
相反，材料No.14具有0.12%（重量）的Si含量，而材料No.16具有0.0035%（重量）的N含量，这都高于本发明的上限，于是产生对模具适配性的问题。材料No.15具有0.0035%（重量）的O含量，这高于本发明的上限，还具有13μm的平均奥氏体结晶粒度（下面简单地称为“平均结晶粒度”），这低于本发明的下限，导致差的形状固定能力，在合金薄板上引起裂纹产生，具有超过本发明上限的奥氏体结晶粒的混粒度（下面简单称为“混粒度”），并导致穿孔的模糊周边，而产生冲压成形性的问题。材料No.16中没有加入Cr，它比本发明实施例的那些材料显示相当差的耐腐蚀性。
材料No.17和No.18分别具有0.0035%（重量）和0.0033%（重量）的B含量，这都高于本发明的上限，并且分别具有12μm和14μm的平均结晶粒度，这都低于本发明的下限15μm，结果导致差的形状固定能力。并且材料No.17和No.18还分别具有56%和63%的混粒度，这都高于本发明的上限，结果引起穿孔的模糊周边。这些材料的｛211｝晶面的聚集度是30%和34%，这都超过本发明的上限20%，结果在合金薄板上产生裂纹，于是产生冲压成形性的问题。
材料No.19也显示21%的混粒度，这超过发明的上限20%。材料No.20显示38%的｛331｝晶面的聚集度，这高于本发明的上限35%。两种材料都具有局部彩色相位失真，而导致屏幕质量问题。材料No.21显示52μm的平均结晶粒度，这大于本发明的上限45μm，而在合金薄板上产生裂纹，并且引起穿孔的模糊周边，这就导致冲压成形性问题。材料No.21具有23%的｛211｝晶面的聚集度，这高于本发明的上限20%，并且在冲压成形前，在920℃、40分钟的退火条件下，随着平均结晶粒度增加，晶体取向变得更强。
上述论述清楚地表明，用于荫罩的具有优良的冲压成形性、屏幕质量和耐腐蚀性的Fe-Ni-Cr合金薄板和Fe-Ni-Co-Cr合金薄板是通过将化学成分、｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度、平均晶粒尺寸和混粒度控制在本发明规定的范围内制造的。
实施例2
对在实施例1中所用的合金No.1至No.13和No.13-1的热轧带材，在表5给出的温度条件下进行热轧薄板的退火，以表5（如果CR1栏是空白，它表示用CR2中给出的压下率进行一次冷轧;如果CR1和CR2栏是填满的，它表示用各栏中给出的压下率进行两次冷轧）中的压下率进行冷轧。
冷轧之后，这些材料进行下述加工处理，以得到各具有0.25mm厚度的材料No.22至No.47的合金薄板，所述加工处理是：在810℃、1分钟的再结晶退火，以表5中给出的冷轧压下率的最终冷轧，在530℃、0.5秒的消除应力退火。
材料No.22至No.39，No.41、No.42及No.44至No.47的合金薄板进行蚀刻并制成平罩板。然后该平罩板进行下述加工处理，以测量冲压成形质量和局部彩色相位失真，这些特性列于表7中，结果示于表6中，所述加工处理是：在表5中给出的条件下进行冲压成形之前的退火，及进行冲压成形。
在这些试验前检验平均奥氏体结晶粒度、奥氏体结晶粒的混粒度、｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度以及机械性能（n值、r值和延伸率）。结果列于表7中。
在上述蚀刻后这些平罩板不出现穿孔的模糊周边，并满足所需要的蚀刻性能。
材料No.40和No.43的合金薄板在上述条件下进行消除应力退火，在冲压成形之前，按表5给出的条件下进行退火，及进行蚀刻，于是被制成平罩板，并进行冲压成形。用其他材料所用的相同方法测量这些材料的特性。
如在表6和表7中所指出，材料No.31至No.47具有在本发明规定范围内的化学成分，并具有在本发明规定范围内的热轧薄板退火、初次和第二次冷轧压下率、最终冷轧压下率、冲压成形前的退火（温度：T，℃，时间：t，min）、｛331｝、｛210｝和｛211｝晶面的聚集度、平均结晶粒度和混粒度各条件。因此材料No.31至No.47显示优良冲压成形性，而不引起局部彩色相位失真。材料No.40和No.43在冲压成形前退火后进行蚀刻。由材料No.40和No.43制成的平罩板不出现穿孔的模糊周边，并提供足够的蚀刻特性。
含有Co的材料No.47也显示优良的特性。
在上述材料中，材料No.32、No.35至No.37、No.39、No.43至No.45和No.47进行两次冷轧加工，其中初次冷轧压下率CR1是40-55%，这些材料比一次冷轧材料（材料No.31、No.33、No.34、No.38、No.40至No.42、No.46）具有低的（更好的）混粒度。
相反，材料No.22在800℃进行热轧薄板退火，这低于本发明的下限810℃，材料No.23在900℃进行热轧薄板的退火，这高于本发明的上限。两种材料的｛210｝和｛211｝晶面的聚集度都高于本发明的上限。材料No.22具有引起屏幕质量问题的局部彩色相位失真，而材料No.23在合金薄板上产生裂纹，这就产生冲压成形性问题。
材料No.24以95%的压下率进行一次冷轧，这高于本发明的上限94%，而材料No.25以80%的压下率进行一次冷轧，这低于本发明的下限81%。两种材料分别具有59%和55%的混粒度，这大于本发明的上限，引起穿孔的模糊周边而产生冲压成形性问题。
材料No.26以40%压下率进行一次冷轧，这高于本发明的上限29%，而材料No.27以12%的压下率进行一次冷轧，这低于本发明的下限14%。材料No.26具有13μm的平均晶粒尺寸，这低于本发明的下限15μm，导致在合金薄板上产生裂纹的形状固定能力的问题。材料No.27具有60%的混粒度，这高于本发明的上限50%，导致穿孔的模糊周边。另外，材料No.27具有23%的｛211｝晶面的聚集度，这高于本发明的上限20%，引起在合金薄板上产生裂纹，并具有高于本发明上限的｛210｝晶面的聚集度，导致局部彩色相位失真。
材料No.28在冲压成形前在920℃进行退火，这高于本发明的上限900℃，材料No.29在冲压成形前退火50分钟，这大于本发明的上限40分钟，至于材料No.30，退火温度（T）不满足公式T≥-123logt+937.材料No.28具有48μm的平均结晶粒度，这大于本发明的上限45μm，导致穿孔的模糊周边问题。材料No.28也具有25%的｛211｝晶面的聚集度，这大于本发明的上限20%，引起在合金薄板上产生裂纹。
材料No.29具有38%的｛331｝晶面的聚集度，这高于本发明的上限35%，引起在合金薄板上产生裂纹，并导致局部彩色标位失真。
材料No.30具有13μm的平均结晶粒度，这小于本发明的下限15μm，引起形状固定能力的问题。材料No.30具有26%的｛211｝晶面的聚集度，这高于本发明的上限20%，引起在合金薄板上产生裂纹。
如上所详述，将热轧薄板退火、冷轧，最终冷轧压下率和冲压成形前的退火条件控制在本发明规定的范围内，像将化学成分控制在本发明规定的范围内一样重要，以提供由本发明需要的冲压成形性和屏幕质量。
如在实施方案中使用的材料No.4、No.40和No.43中看到的那样，由具有本发明所需要的冲压成形性，而不产生局部彩色相位失真的Fe-Ni-Cr-和Fe-Ni-Co-Cr合金薄板得到的平罩板不出现穿孔的模糊周边，并具有足够的蚀刻性能。
如在实施例1和实施例2中所阐明的那样，｛211｝晶面的聚集度超过20%和/或平均晶粒尺寸超出本发明范围的情况与本发明的优选实施方案相比，在冲压成形前退火后提供低的延伸率，n值和r值。此外，当｛211｝晶面的聚集度增加和平均晶粒尺寸在规定范围之外时，或当至少这些条件之一被满足时，这些数值估计可能降低，在冲压成形过程中引起裂纹产生。