金属掩膜用不锈钢板
阅读：455发布：2021-04-12
专利汇可以提供金属掩膜用不锈钢板专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 提供一种成本低、强度高、挂渣量少、生产率高且耐久性优异的金属掩模用不锈 钢 板。以 质量 %计，该金属掩模用 不锈钢 板含有0.15%以下的C、2.0%以下的Si、4.0%以下的Mn、0.04%以下的P、0.03%以下的S、4.0%以下的Ni、10%～20%的Cr、0.12%以下的N，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。γmax值为70～90的金属组织为 铁 素体相和 马 氏体相的二相组织。另外， 凝固 结束 温度 为1450℃以上。进一步，从熔融状态到凝固的过程中的固液共存范围为30℃以内。，下面是金属掩膜用不锈钢板专利的具体信息内容。
1.一种金属掩模用不锈钢板，其特征在于，
以质量％计，该金属掩模用不锈钢板含有C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：4.0％以下、P：0.04％以下、S：0.03％以下、Ni：4.0％以下、Cr：10％～20％、N：0.12％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
以[420(％C)+470(％N)+23(％Ni)+7(％Mn)-11.5(％Cr)-11.5(％Si)+189]表示的γmax值为70～90，且金属组织为铁素体相和马氏体相的二相组织，
2
以 [1519-(1.3+109.07( ％C)+13( ％C)+16.38( ％ Si)+7.02( ％Mn)+6.63( ％Ni)+1.95(％Cr)+39(％P)+48.1(％S))]表示的凝固结束温度为1450℃以上，
2
以[6.752+(0.393+32.97(％C)+3.93(％C)+4.95(％Si)+2.12(％Mn)+2.00( ％Ni)+0.59(％Cr)+11.8(％P)+14.54(％S))]表示的从熔融状态到凝固的过程中的固液共存范围为30℃以内，
该金属掩模用不锈钢板在激光冲压后的自激光冲压端面10μm以内的截面硬度为
250HV以上。
2.如权利要求1所述的金属掩模用不锈钢板，其特征在于，
该金属掩模用不锈钢板含有合计为1.0质量％以下的V、Nb、Cu、Ti、Al、B和Mo的至少
1种，
以[420(％C)+470(％N)+23(％Ni)+7(％Mn)-11.5(％Cr)-11.5(％Si)-12(％
Mo)-23(％V)-47(％Nb)-49(％Ti)-52(％Al)+189]表示的γmax值为70～90，且金属组织为铁素体相和马氏体相的二相组织，
2
以 [1519-(1.3+109.07( ％C)+13( ％C)+16.38( ％ Si)+7.02( ％Mn)+5.98( ％Cu)+6.63(％Ni)+1.95(％Cr)+4.29(％Mo)+39(％P)+48.1(％S)+12.35(％Nb))]表示的凝固结束温度为1450℃以上，
2
以[6.752+(0.393+32.97(％C)+3.93(％C)+4.95(％Si)+2.12(％Mn)+1.81( ％Cu)+2.00(％Ni)+0.59(％Cr)+1.30(％Mo)+11.8(％P)+14.54(％S)+3.73(％Nb))]表示的从熔融状态到凝固的过程中的固液共存范围为30℃以内。
3.如权利要求1或2所述的金属掩模用不锈钢板，其特征在于，冷轧后在300℃～
550℃实施短时间的热处理。
4.如权利要求1或2所述的金属掩模用不锈钢板，其特征在于，在冷轧后实施50％以下的调制轧制，之后在300℃～550℃实施短时间的热处理。
金属掩膜用不锈钢板
技术领域
背景技术
[0002] 作为面向金属掩模的不锈钢板，现在多数情况下使用SUS304的调制轧制材。另外，在SUS304的调制轧制材中，以前SUS3043/4H-TA材是主流，但从耐久性的方面出发，现在，强度高的SUS304H-TA材成为主流。
[0003] 对于这样的SUS304来说，由于是常用钢种因而材料易调配，而且伴随加工会发生加工诱发马氏体相变，因此具有高强度且耐久性优异这样的优点，另一方面由于含有大量
作为稀有金属的Ni，因此是非常有效的。
作为稀有金属的Ni，因此是非常有效的。
[0005] 关于该转印性，焊锡膏相对开口部的填充的难易度、在焊锡膏印刷后将金属掩模从基板取下时焊锡膏相对开口部的拔出难易度是很重要的。并且，加工端面性状会对这样
的填充性、拔出性产生很大的影响，通常情况下越是具有平滑端面的金属掩膜则认为转印
性越优异。
的填充性、拔出性产生很大的影响，通常情况下越是具有平滑端面的金属掩膜则认为转印
性越优异。
[0006] 此处，从开口部的端面性状、尺寸精度的方面出发，加成法是最优异的。但是，在制造成本高且耗费时间的方面、以及无法通过轧制来实现强度的提高从而导致耐久性差的方面仍存在问题。
[0007] 另外，对于蚀刻加工来说，虽然尺寸精度优异，但由于是从金属掩模材的两面进行蚀刻而形成开口部，因而蚀刻部的截面呈扭曲的形状，糊料的拔出性不好。另外，需要按照加工图案来赋予抗蚀剂的时间。需要说明的是，在蚀刻加工中，金属掩模材的晶体粒径对蚀刻加工端面性状有较大影响，因此金属掩模材的晶体粒径越小，则端面性状越优异且糊料的拔出性越能得到提高。
[0009] 在激光加工中，只需在个人计算机上输入加工图案，之后通过激光对金属掩模材进行加工，生产率非常优异。另一方面，伴随激光加工会有挂渣(dross)(毛刺)产生，同时在加工端面上会残留有激光所导致的加工条纹。因此，需要通过抛光研磨、电解处理和喷砂处理等后工序来除去挂渣、提高端面粗糙度，在专利文献1中也是通过喷砂处理来进行除
去挂渣的。
去挂渣的。
[0010] 现有技术文献
[0011] 专利文献
[0012] 专利文献1：日本特开平6-39988号公报
发明内容
[0013] 发明所要解决的课题
[0014] 但是，对于通过调制轧制而高强度化的SUS304H-TA材来说，进行激光加工时存在如下所述的问题：在激光冲压部附近，原材料因热影响而发生软质化，随着反复使用金属掩模，在冲孔端面附近会产生由磨损消耗所导致的隅裂(角落ち)等缺损、即所谓的咬边(だ
れ)。端面附近的咬边会招致焊锡膏厚度发生变化等印刷性的劣化。
れ)。端面附近的咬边会招致焊锡膏厚度发生变化等印刷性的劣化。
[0015] 本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的是提供一种成本低、强度高、挂渣量少、生产率高且耐久性优异的金属掩模用不锈钢板。
[0016] 解决课题的手段
[0017] 在本发明第1技术方案的金属掩模用不锈钢板中，以质量％计，含有C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：4.0％以下、P：0.04％以下、S：0.03％以下、Ni：4.0％以下、Cr：
10％～20％、N：0.12％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，以[420(％C)+470(％N)+23(％Ni)+7(％Mn)-11.5(％Cr)-11.5(％Si)+189]表示的γmax值为70～90，且金属
2
组织为铁素体相和马氏体相的二相组织，以[1519-(1.3+109.07(％C)+13(％C)+16.38(％
Si)+7.02(％Mn)+6.63(％Ni)+1.95(％Cr)+39(％P)+48.1(％S))]表示的凝固结束温
2
度为1450℃以上，以[6.752+(0.393+32.97(％C)+3.93(％C)+4.95(％Si)+2.12(％
Mn)+2.00(％Ni)+0.59(％ Cr)+11.8(％P)+14.54(％S))]表示的从熔融状态到凝固的过
程中的固液共存范围为30℃以内，其中，该金属掩模用不锈钢板在激光冲压后的自激光冲
压端面10μm以内的截面硬度为250HV以上。
10％～20％、N：0.12％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，以[420(％C)+470(％N)+23(％Ni)+7(％Mn)-11.5(％Cr)-11.5(％Si)+189]表示的γmax值为70～90，且金属
2
组织为铁素体相和马氏体相的二相组织，以[1519-(1.3+109.07(％C)+13(％C)+16.38(％
Si)+7.02(％Mn)+6.63(％Ni)+1.95(％Cr)+39(％P)+48.1(％S))]表示的凝固结束温
2
度为1450℃以上，以[6.752+(0.393+32.97(％C)+3.93(％C)+4.95(％Si)+2.12(％
Mn)+2.00(％Ni)+0.59(％ Cr)+11.8(％P)+14.54(％S))]表示的从熔融状态到凝固的过
程中的固液共存范围为30℃以内，其中，该金属掩模用不锈钢板在激光冲压后的自激光冲
压端面10μm以内的截面硬度为250HV以上。
[0018] 本发明第2技术方案所述的金属掩模用不锈钢板是如第1技术方案所述的金属掩模用不锈钢板，其中，该金属掩模用不锈钢板含有合计为1.0质量％以下的V、Nb、
Cu、Ti、Al、B和Mo的至少1种，以[420(％C)+470(％N)+23(％Ni)+7(％Mn)-11.5(％
Cr)-11.5(％Si)-12(％Mo)-23(％V)-47(％Nb)-49(％Ti)-52(％Al)+189]表示的γmax
值为70～90，且金属组织为铁素体相和马氏体相的二相组织，以[1519-(1.3+109.07(％
2
C)+13(％C)+16.38(％Si)+7.02(％Mn)+5.98(％Cu)+6.63(％Ni)+1.95(％Cr)+4.29(％
Mo)+39(％P)+48.1(％S)+12.35(％Nb))]表示的凝固结束温度为1450℃以上，以
2
[6.752+(0.393+32.97(％C)+3.93(％C)+4.95(％Si)+2.12(％Mn)+1.81(％Cu)+2.00(％
Ni)+0.59(％Cr)+1.30(％Mo)+11.8(％P)+14.54(％S)+3.73(％Nb))]表示的从熔融状态
到凝固的过程中的固液共存范围为30℃以内。
Cu、Ti、Al、B和Mo的至少1种，以[420(％C)+470(％N)+23(％Ni)+7(％Mn)-11.5(％
Cr)-11.5(％Si)-12(％Mo)-23(％V)-47(％Nb)-49(％Ti)-52(％Al)+189]表示的γmax
值为70～90，且金属组织为铁素体相和马氏体相的二相组织，以[1519-(1.3+109.07(％
2
C)+13(％C)+16.38(％Si)+7.02(％Mn)+5.98(％Cu)+6.63(％Ni)+1.95(％Cr)+4.29(％
Mo)+39(％P)+48.1(％S)+12.35(％Nb))]表示的凝固结束温度为1450℃以上，以
2
[6.752+(0.393+32.97(％C)+3.93(％C)+4.95(％Si)+2.12(％Mn)+1.81(％Cu)+2.00(％
Ni)+0.59(％Cr)+1.30(％Mo)+11.8(％P)+14.54(％S)+3.73(％Nb))]表示的从熔融状态
到凝固的过程中的固液共存范围为30℃以内。
[0020] 本发明第4技术方案所述的金属掩模用不锈钢板是如第1或2技术方案所述的金属掩模用不锈钢板，其中，在冷轧后实施50％以下的调制轧制，之后在300℃～550℃实施
短时间的热处理。
短时间的热处理。
[0021] 发明效果
[0022] 根据本发明，通过对合金组成、金属组织、凝固点和固液共存范围进行规定限制，由此可降低Ni的含量从而抑制成本，使金属组织为二相组织从而可以提高强度，并且使端面性状得到提高、减少挂渣量从而可以提高生产率，抑制了热影响所导致的软质化从而可
以提高耐久性。
附图说明
以提高耐久性。
附图说明
[0023] 图1是本发明的一个实施例的金属组织照片。
[0024] 图2是示出激光加工后的硬度测定位置的示意图。
[0025] 图3是示出本发明的一个实施例以及SUS304H-TA的硬度的曲线图。
[0026] 图4是示出上述实施例中调制轧制和短时间热处理所导致的硬度的变化的曲线图。
[0027] 图5中(a)是上述实施例的SEM照片；(b)是SUS304H-TA的激光冲压部的SEM照片。
[0028] 图6是示出伴随印刷作业而产生的激光冲压部附近的咬边的测定方法的示意图。
[0029] 图7是本发明的一个实施例以及SUS304H-TA的反复印刷后的激光冲压部附近的SEM照片。
具体实施方式
[0030] 对本发明的一个实施方式进行详细说明。
[0031] 对于作为上述一个实施方式的金属掩模用不锈钢板来说，通过合金设计、热处理和调制轧制来控制组织、凝固点和固液共存范围，由此可以形成成本低、强度高、挂渣量少、生产率高且耐久性优异的不锈钢板。即，相比于SUS304，可以使作为稀有金属的Ni的含量
降低4质量%～6质量%而使成本下降；具有与SUS304H-TA同等以上、即370HV以上的硬
度；相比于SUS304，使伴随激光加工而产生的挂渣高度降低30%以上从而可以降低激光加
工后的工序负荷；与此同时使得激光冲压部附近的热影响所导致的软质化难以发生，可以
防止随着反复使用而产生的磨耗等所导致的隅裂等缺损、即咬边，耐久性优异，因此是一种适合作为由激光加工所制造的金属掩模的不锈钢。
降低4质量%～6质量%而使成本下降；具有与SUS304H-TA同等以上、即370HV以上的硬
度；相比于SUS304，使伴随激光加工而产生的挂渣高度降低30%以上从而可以降低激光加
工后的工序负荷；与此同时使得激光冲压部附近的热影响所导致的软质化难以发生，可以
防止随着反复使用而产生的磨耗等所导致的隅裂等缺损、即咬边，耐久性优异，因此是一种适合作为由激光加工所制造的金属掩模的不锈钢。
[0032] 首先，对金属掩模用不锈钢板的化学成分进行说明。
[0033] 对于Cr来说，为了确保作为不锈钢的耐久性而需要含有10质量%以上的Cr。但是，Cr含量若高于20质量%，则会生成马氏体相，导致使强度提高的Ni和Mn等奥氏体生成
元素的量增多并且韧性降低。因此，Cr的含量设为10质量%以上且20质量%以下。
元素的量增多并且韧性降低。因此，Cr的含量设为10质量%以上且20质量%以下。
[0034] C是强力的奥氏体生成元素，在使马氏体量增加的同时，C对于通过固溶强化来提高马氏体相和铁素体相的强度是有效的。为了发挥这样的效果，C的含量需要为0.01质量%
以上。但是，C的含量若过高，则在铁素体+奥氏体二相域中进行加热、骤冷的复相化处理过程中，加热时暂时固溶的铬碳化物在冷却时会在铁素体或奥氏体 (冷却后为马氏体)晶界
再析出，在晶界附近产生贫Cr层(敏感化)而导致耐腐蚀性显著劣化。因此，虽然C的含
量会因基于Cr、Ni和Mn等其他元素的含量的成分平衡而有所不同，但C的含量设为0.15
质量%以下。
以上。但是，C的含量若过高，则在铁素体+奥氏体二相域中进行加热、骤冷的复相化处理过程中，加热时暂时固溶的铬碳化物在冷却时会在铁素体或奥氏体 (冷却后为马氏体)晶界
再析出，在晶界附近产生贫Cr层(敏感化)而导致耐腐蚀性显著劣化。因此，虽然C的含
量会因基于Cr、Ni和Mn等其他元素的含量的成分平衡而有所不同，但C的含量设为0.15
质量%以下。
[0035] N是强力的奥氏体生成元素，在使马氏体量增加的同时，N对于通过固溶强化来提高马氏体相的强度是有效的。但是，由于溶解度的关系难以大量添加，并且大量添加会招致表面缺陷的增加。因此，N的含量设为0.12质量%以下。
[0036] 对于Mn和Ni来说，作为奥氏体生成元素，为了在高温得到铁素体+奥氏体的二相组织，Mn和Ni是有效的元素。另外，冷却后的马氏体量会随着Mn和Ni含量的增加而增加
从而强度得到提高。为了发挥这些效果，以0.1质量%以上并根据Cr含量和C含量来添加
一定量以上的Mn和Ni。但是，Mn和Ni的含量若过多，则复相化处理后生成的马氏体变得
过多，难以得到二相组织。因此，Mn和Ni的含量分别设为4.0质量%以下。
从而强度得到提高。为了发挥这些效果，以0.1质量%以上并根据Cr含量和C含量来添加
一定量以上的Mn和Ni。但是，Mn和Ni的含量若过多，则复相化处理后生成的马氏体变得
过多，难以得到二相组织。因此，Mn和Ni的含量分别设为4.0质量%以下。
[0037] 通过如上所述对合金成分进行设计，可以对组织、凝固点和固液共存范围进行控制，除此以外，以提高耐腐蚀性为目的，可以添加Mo、或添加V、Nb、Cu、Ti、Al和B等各种元素。如此添加V、Nb、Cu、Ti、Al、B和Mo的情况下，其含量若过多则对凝固点、组织会产生影响，因此优选以合计1.0质量%以下添加V、Nb、Cu、Ti、Al、B和Mo的至少1种。
[0038] 此处，金属组织通过材料制造过程的复相化处理而形成为铁素体+马氏体的二相组织。复相化处理的加热温度根据不锈钢的化学成分而略有不同，为900℃以上且1150℃
以下的范围。另外，在加热后的冷却中，为了使高温下的奥氏体随着冷却而变相为马氏体，需要5℃/sec以上的冷却速度。在由这样的复相化处理而得到的材料中，组织的70%以上
为马氏体相。
以下的范围。另外，在加热后的冷却中，为了使高温下的奥氏体随着冷却而变相为马氏体，需要5℃/sec以上的冷却速度。在由这样的复相化处理而得到的材料中，组织的70%以上
为马氏体相。
[0039] 另外，在作为复相化处理温度的900℃～1150℃条件下，主要为铁素体相、和由铁素体晶界形核的奥氏体相的二相组织，各自的相互相抑制其它相的晶粒生长，因此冷却后，可以得到铁素体相与马氏体相微细分散的平均粒径为10μm以下的微细组织。
[0040] γmax值是表示马氏体相比例的指标，在复相化处理中可以得到与γmax值大致相同量的马氏体相。该γmax值由420(%C)+470(%N)+23(%Ni)+7(%Mn)-11.5(%Cr)-11.5(
%Si)+189、即(1)式表示。在该(1)式中的各项(%元素)中，代入各合金元素的含量(质
量%)的值。
%Si)+189、即(1)式表示。在该(1)式中的各项(%元素)中，代入各合金元素的含量(质
量%)的值。
[0041] 需要说明的是，在添加V、Nb、Cu、Ti、Al、B和Mo的至少1种的情况下，γmax值由420(%C)+470(%N)+23(%Ni)+7(%Mn)-11.5(%Cr)-11.5(%Si)-12(%Mo)-23(%V)-47(%Nb)-49(
%Ti)-52(%Al)+189、即(1)’式表示。在该(1)’式中的各项(%元素)中，代入各合金元素
的含量(质量%)的值，不含有的合金元素代入0。
%Ti)-52(%Al)+189、即(1)’式表示。在该(1)’式中的各项(%元素)中，代入各合金元素
的含量(质量%)的值，不含有的合金元素代入0。
[0042] γmax值为70以下时，马氏体量少，与SUS304H-TA(硬度为370HV以上)相比，无法得到充分的强度。但是，γmax值超过90时，虽然复相化处理后可以得到充分的强度，但铁素体相比例变低，几乎形成为马氏体单相状态而无法得到微细组织。通过蚀刻来制造金
属掩模时，晶体粒径越微细则蚀刻端面性状越优异，通常情况下填充性得到提高。因此，为了得到作为金属掩模用原材料的适度的强度和微细组织，使γmax值为70以上且90以下。
属掩模时，晶体粒径越微细则蚀刻端面性状越优异，通常情况下填充性得到提高。因此，为了得到作为金属掩模用原材料的适度的强度和微细组织，使γmax值为70以上且90以下。
[0043] 在复相处理后或复相化处理后，若实施50%以下的调制轧制，则通过基于调制轧制的加工硬化可以高强度化，因此优选。通过高强度化可提高作为金属掩模的耐久性。
[0044] 另外，在复相处理后或复相化处理后，若在300℃以上且500℃以下实施短时间的热处理，则通过基于热处理而得到的固溶碳而产生应变时效硬化，通过该应变时效硬化可
以高强度化，因此优选。
以高强度化，因此优选。
[0045] 需要说明的是，进行50%以下的调制轧制后，若在300℃以上且500℃以下以短时间进行热处理，则通过加工硬化和时效硬化可以进一步高强度化，因此更优选。
[0046] 与SUS304相比，通过使凝固结束温度(凝固点)升高、并缩小从熔融状态到凝固的过程中的固液共存范围，由此可以减少因激光加工而熔出的金属量，因此在实施激光加
工时，与SUS304相比可减少挂渣量并降低挂渣高度。因此，使凝固结束温度为1450以上，
使固液共存范围为30℃以内。
工时，与SUS304相比可减少挂渣量并降低挂渣高度。因此，使凝固结束温度为1450以上，
使固液共存范围为30℃以内。
[0047] 凝固结束温度由1519-(1.3+109.07(%C)+13(%C)2+16.38(%Si)+7.02(%Mn)+6.63(%Ni)+1.95(%Cr)+39(%P)+48.1(%S))、即(2)式表示。在该(2)式中的各项(%元素)中，代
入各合金元素的含量(质量%)的值。
入各合金元素的含量(质量%)的值。
[0048] 需要说明的是，在添加V、Nb、Cu、Ti、Al、B和Mo的至少1种的情况下，凝固结束温2
度由1519-(1.3+109.07(%C)+13(%C)+16.38(%Si)+7.02(%Mn)+5.98(%Cu)+6.63(%Ni)+1.9
5(%Cr)+4.29(%Mo)+39(%P)+48.1(%S)+12.35(%Nb))、即(2)’式表示。在该(2)’式中的各
项(%元素)中，代入各合金元素的含量(质量%)的值，不含有的元素代入0。
度由1519-(1.3+109.07(%C)+13(%C)+16.38(%Si)+7.02(%Mn)+5.98(%Cu)+6.63(%Ni)+1.9
5(%Cr)+4.29(%Mo)+39(%P)+48.1(%S)+12.35(%Nb))、即(2)’式表示。在该(2)’式中的各
项(%元素)中，代入各合金元素的含量(质量%)的值，不含有的元素代入0。
[0049] 固液共存范围由6.752+(0.393+32.97(%C)+3.93(%C)2+4.95(%Si)+2.12(%Mn)+2.00(%Ni)+0.59(%Cr)+11.8(%P)+14.54(%S))、即(3)式表示。在该(3)式中的各项(%元素)
中，代入各合金元素的含量(质量%)的值。
中，代入各合金元素的含量(质量%)的值。
[0050] 需要说明的是，在添加V、Nb、Cu、Ti、Al、B和Mo的至少1种的情况下，固液共存范2
围由6.752+(0.393+32.97(%C)+3.93(%C)+4.95(%Si)+2.12(%Mn)+1.81(%Cu)+2.00(%Ni)+
0.59(%Cr)+1.30(%Mo)+11.8(%P)+14.54(%S)+3.73(%Nb))、即(3)’式表示。在该(3)’式中的各项(%元素)中，代入各合金元素的含量(质量%)的值，不含有的元素代入0。
围由6.752+(0.393+32.97(%C)+3.93(%C)+4.95(%Si)+2.12(%Mn)+1.81(%Cu)+2.00(%Ni)+
0.59(%Cr)+1.30(%Mo)+11.8(%P)+14.54(%S)+3.73(%Nb))、即(3)’式表示。在该(3)’式中的各项(%元素)中，代入各合金元素的含量(质量%)的值，不含有的元素代入0。
[0051] 相对于SUS304，上述金属掩模用不锈钢在激光冲压部附近的因热影响所导致的软质化较小，难以产生伴随反复使用而产生的隅裂等缺损、即所谓的咬边，并且耐久性优异。
[0052] 对于以SUS304为代表的通过调制轧制等加工而实现高强度化的奥氏体系高强度不锈钢来说，若升温至再结晶温度以上，则组织和特性几乎恢复到加工前的状态。激光冲压端面附近暂时为熔融状态，因此冲孔后的端面附近的强度显著降低。
[0053] 同样地，作为上述一个实施方式的金属掩模用不锈钢板在进行激光冲压时，其冲孔部附近也暂时为熔融状态，但在之后的冷却过程中，如上所述奥氏体变相为马氏体而形
成硬质的马氏体相。因此，与SUS304等调制轧制型的奥氏体系高强度不锈钢相比，作为上
述一个实施方式的金属掩模用不锈钢板可以维持激光冲压端面附近的强度。
成硬质的马氏体相。因此，与SUS304等调制轧制型的奥氏体系高强度不锈钢相比，作为上
述一个实施方式的金属掩模用不锈钢板可以维持激光冲压端面附近的强度。
[0054] 另外，作为金属掩模反复在印刷作业中使用从而会使冲孔部附近磨损消耗，由此会产生咬边(隅裂)，为了抑制该咬边(隅裂)的发生，确保激光冲压部附近的硬度是有效
的。具体地说，优选使自激光冲压端面10μm以内的硬度为250HV以上。并且，对于作为
上述一个实施方式的金属掩模用不锈钢板来说，即使在激光冲压后，自激光冲压端面10μm以内的硬度也可以为250HV以上。
的。具体地说，优选使自激光冲压端面10μm以内的硬度为250HV以上。并且，对于作为
上述一个实施方式的金属掩模用不锈钢板来说，即使在激光冲压后，自激光冲压端面10μm以内的硬度也可以为250HV以上。
[0055] 如上所述，通过合金设计和热处理来控制铁素体相与马氏体相的相比、凝固点和固液共存范围，由此可以形成如下所述的耐久性优异的不锈钢板：与SUS304相比，可以降
低4质量%～6质量%的作为稀有金属的Ni、可以确保370HV以上的硬度、可以降低30%以
上的激光加工所导致的挂渣高度、激光冲压部附近难以因热影响而发生软质化、难以因反
复使用而产生咬边。需要说明的是，在γmax为70～90的范围内， 为铁素体相与马氏体
相均匀分散的平均粒径为10μm以下的微细组织，因此蚀刻加工后的端面性状也优异，因
此本发明的金属掩模用不锈钢板不仅适于激光加工，还是一种适合蚀刻加工用途的材料。
低4质量%～6质量%的作为稀有金属的Ni、可以确保370HV以上的硬度、可以降低30%以
上的激光加工所导致的挂渣高度、激光冲压部附近难以因热影响而发生软质化、难以因反
复使用而产生咬边。需要说明的是，在γmax为70～90的范围内， 为铁素体相与马氏体
相均匀分散的平均粒径为10μm以下的微细组织，因此蚀刻加工后的端面性状也优异，因
此本发明的金属掩模用不锈钢板不仅适于激光加工，还是一种适合蚀刻加工用途的材料。
[0056] 实施例
[0057] 以下，对本发明的一个实施例以及比较例进行说明。
[0058] [不锈钢板的制作]
[0060] [表1]
[0061]钢No. C Si Mn P S Ni Cr N Mo Cu A1 V B Ti Nb 备注
1 0.070 0.50 0.30 0.025 0.001 2.0 16.3 0.01 — — — — — — — —
2 0.085 0.70 1.40 0.030 0.001 1.2 15.0 0.01 — — — — — — — —
3 0.065 0.50 0.25 0.003 0.001 2.1 15.2 0.01 — — — 0.60 — — — V
4 0.070 0.30 0.30 0.025 0.002 2.2 15.9 0.01 — — — — — — 0.30 Nb
5 0.050 0.30 0.30 0.020 0.002 1.8 16.0 0.02 — 0.80 — — — — — Cu
6 0.065 0.30 0.31 0.028 0.001 2.0 16.1 0.01 — — — — — 0.30 — Ti
7 0.068 0.52 0.30 0.026 0.001 2.0 16.3 0.01 0.50 — — — — — — Mo
8 0.070 0.49 0.28 0.031 0.001 2.2 16.5 0.01 — — 004 — — — — Al
9 0.065 0.28 0.30 0.030 0.001 2.0 16.2 0.01 — — — — 0.02 — — B
10 0.071 0.54 0.30 0.033 0.001 2.1 16.5 0.01 0.60 0.05 0.01 0.06 0.01 0.00 0.01 多种
11 0.040 0.35 0.20 0.020 0.001 1.5 16.0 0.01 — — — — — — — —
12 0.080 0.90 1.00 0.020 0.001 3.0 19.0 0.03 — — — — — — — —
13 0.060 0.55 0.80 0.030 0.005 8.3 18.3 0.03 — — — — — — — SUS304 [0062] 接着，对热轧钢带在800℃通过以均热0小时的空气冷却实施热轧板退火处理，酸
洗后实施冷轧。反复进行上述过程，最终形成板厚为100μm的冷轧板。
1 0.070 0.50 0.30 0.025 0.001 2.0 16.3 0.01 — — — — — — — —
2 0.085 0.70 1.40 0.030 0.001 1.2 15.0 0.01 — — — — — — — —
3 0.065 0.50 0.25 0.003 0.001 2.1 15.2 0.01 — — — 0.60 — — — V
4 0.070 0.30 0.30 0.025 0.002 2.2 15.9 0.01 — — — — — — 0.30 Nb
5 0.050 0.30 0.30 0.020 0.002 1.8 16.0 0.02 — 0.80 — — — — — Cu
6 0.065 0.30 0.31 0.028 0.001 2.0 16.1 0.01 — — — — — 0.30 — Ti
7 0.068 0.52 0.30 0.026 0.001 2.0 16.3 0.01 0.50 — — — — — — Mo
8 0.070 0.49 0.28 0.031 0.001 2.2 16.5 0.01 — — 004 — — — — Al
9 0.065 0.28 0.30 0.030 0.001 2.0 16.2 0.01 — — — — 0.02 — — B
10 0.071 0.54 0.30 0.033 0.001 2.1 16.5 0.01 0.60 0.05 0.01 0.06 0.01 0.00 0.01 多种
11 0.040 0.35 0.20 0.020 0.001 1.5 16.0 0.01 — — — — — — — —
12 0.080 0.90 1.00 0.020 0.001 3.0 19.0 0.03 — — — — — — — —
13 0.060 0.55 0.80 0.030 0.005 8.3 18.3 0.03 — — — — — — — SUS304 [0062] 接着，对热轧钢带在800℃通过以均热0小时的空气冷却实施热轧板退火处理，酸
洗后实施冷轧。反复进行上述过程，最终形成板厚为100μm的冷轧板。
[0063] 对该冷轧板，在1050℃、均热时间1分钟的条件下实施复相化处理，经过上述复相化处理工序制作得到了本实施例以及比较例的各样品。另外，对于一部分样品，在复相化处理之后、或复相化处理后的进行20%～40%的调制轧制之后，在500℃实施均热0小时的短时间热处理，从而制作了本实施例以及比较例的各钢板。图1中示出了钢No.1的金属组织
照片。图1中的M表示马氏体、F表示铁素体。
照片。图1中的M表示马氏体、F表示铁素体。
[0064] 需要说明的是，对于作为比较对象的SUS304，在30Kg真空熔炉中进行熔炼而铸造成铸块之后，在920℃对其钢坯实施热轧，从而形成板厚为3.0mm的热轧钢带。 另外，对该热轧钢带在1050℃通过均热0小时的骤冷而实施热轧板退火处理，在酸洗之后实施冷轧。
另外，反复进行这些过程而形成板厚为166μm的退火材。之后，通过实施总轧制率40%的
冷轧而形成100μm的冷轧板，模拟SUS304H-TA精制，在500℃实施均热0小时的短时间热
处理，由此制作出SUS304H-TA的钢板。
另外，反复进行这些过程而形成板厚为166μm的退火材。之后，通过实施总轧制率40%的
冷轧而形成100μm的冷轧板，模拟SUS304H-TA精制，在500℃实施均热0小时的短时间热
处理，由此制作出SUS304H-TA的钢板。
[0065] [硬度的测定]
[0066] 对于各钢板，以JIS Z-2240的规定为标准，钢板表面的硬度是在试验负荷为0.3kg条件下测定维氏硬度，图2所示的激光冲压部附近的硬度是在试验负荷为0.01kg条
件下测定维氏硬度，并以20处的平均值作为硬度的测定值。需要说明的是，图2中的H表
示硬度测定位置。各样品的硬度的测定值列于表2。表2中的硬度1为表面硬度；硬度2
为自激光冲压端面10μm以内的截面硬度。图3中示出了对作为本实施例的钢No.1进行
40%的调制轧制后进行短时间热处理的样品No.3以及SUS304H-TA材的未加工部分(钢板
表面)的硬度(a)、和激光冲压部附近的硬度(b)。图4中示出对钢No.1以40%进行调制
轧制后的表面硬度(c)、和在调制轧制后进行短时间热处理后的表面硬度(d)。
件下测定维氏硬度，并以20处的平均值作为硬度的测定值。需要说明的是，图2中的H表
示硬度测定位置。各样品的硬度的测定值列于表2。表2中的硬度1为表面硬度；硬度2
为自激光冲压端面10μm以内的截面硬度。图3中示出了对作为本实施例的钢No.1进行
40%的调制轧制后进行短时间热处理的样品No.3以及SUS304H-TA材的未加工部分(钢板
表面)的硬度(a)、和激光冲压部附近的硬度(b)。图4中示出对钢No.1以40%进行调制
轧制后的表面硬度(c)、和在调制轧制后进行短时间热处理后的表面硬度(d)。
[0067] [挂渣高度测定]
[0068] 对于各钢板，使用日本车辆制造株式会社制造的装置，通过激光加工加工出0.5mmΦ、0.2mm×1.3mm的开口部。加工条件设为输出功率8W、加工速度400mm/min、光束径
20μm。并且，通过SEM观察对激光加工后的样品测定20处的挂渣高度，将其平均值作为挂
渣高度的测定值。各样品的挂渣高度的测定值列于表2。另外，图5(a)中示出作为本实施
例的钢No.1的激光加工冲孔部的SEM照片；图5(b)中示出SUS304H-TA材的激光加工冲孔
部的SEM照片。如该图5(a)和图5(b)所示，本实施例(钢No.1)的表面性状优异。
20μm。并且，通过SEM观察对激光加工后的样品测定20处的挂渣高度，将其平均值作为挂
渣高度的测定值。各样品的挂渣高度的测定值列于表2。另外，图5(a)中示出作为本实施
例的钢No.1的激光加工冲孔部的SEM照片；图5(b)中示出SUS304H-TA材的激光加工冲孔
部的SEM照片。如该图5(a)和图5(b)所示，本实施例(钢No.1)的表面性状优异。
[0069] [凝固点和固液共存温度的测定]
[0070] 根据差示热变化测定凝固开始温度和凝固结束温度，由此测定了凝固点和固液共存范围。按照所使用的样品尺寸为3mmΦ×5mmt，熔融后的冷却速度为10℃/min来实施测
定。各样品的凝固点和固液共存温度的测定值列于表2。
定。各样品的凝固点和固液共存温度的测定值列于表2。
[0071] [印刷作业和伴随印刷而产生的咬边量的测定]
[0072] 印刷作业是按照如下所述的方法进行的：使用Yamaha发动机株式会社制造的焊锡膏(solder paste)印刷机和金属刮板，在刮板角度60度、印刷速度100mm/sec、印刷 压
2
力50N/cm的条件下进行焊锡膏印刷作业。另外，实施2万次印刷之后，利用SEM观察对图
6所示的激光冲压部附近有无咬边进行了确认。图6中的D为咬边量的测定位置。需要说
明的是，关于咬边的程度，对咬边发生位置的截面进行观察，计算出隅裂部分的面积，从而求出咬边的程度。各样品的咬边的测定值列于表2。另外，在图7中示出了作为进行反复印
刷作业前后的本实施例的钢No.1和SUS304H-TA材的激光冲压部附近的SEM照片。需要说
明的是，图7中的D为咬边(隅裂)部分。
2
力50N/cm的条件下进行焊锡膏印刷作业。另外，实施2万次印刷之后，利用SEM观察对图
6所示的激光冲压部附近有无咬边进行了确认。图6中的D为咬边量的测定位置。需要说
明的是，关于咬边的程度，对咬边发生位置的截面进行观察，计算出隅裂部分的面积，从而求出咬边的程度。各样品的咬边的测定值列于表2。另外，在图7中示出了作为进行反复印
刷作业前后的本实施例的钢No.1和SUS304H-TA材的激光冲压部附近的SEM照片。需要说
明的是，图7中的D为咬边(隅裂)部分。
[0073]
[0074] 本实施例的任一样品均具有与SUS304H-TA同等的表面硬度，并且挂渣高度降低了30%以上。
[0075] 另一方面，在γmax为70以下的比较例(钢No.11)中，表面硬度低于370HV，凝固结束温度较低。
[0076] 另外，在固液共存范围大于30℃的比较例(钢No.12)中，挂渣高度的降低率较小。
[0077] 如图3所示，激光冲压部附近的硬度均受热影响而低于激光未加工部的表面硬度，但SUS304H-TA材的下限值显著下降至与轧制前的状态同等的170HV，与此相对，本实施例的任一样品的下限值均为250HV以上，维持了高于SUS304H-TA材的强度。另外，如图5
所示，本实施例(钢No.1)的表面性状优于SUS304H-TA材。
所示，本实施例(钢No.1)的表面性状优于SUS304H-TA材。
[0078] 作为金属掩模反复进行印刷作业之后，如图7所示，SUS304H-TA材在冲孔部附近发生咬边(隅裂)，与此相对，在本实施例(钢No.1)中未确认到咬边。据认为伴随着激光
加工而形成了部分硬度显著降低的部位，而上述咬边是以这样的部位为起点而发生的。
加工而形成了部分硬度显著降低的部位，而上述咬边是以这样的部位为起点而发生的。
[0079] 根据以上的结果可以确认到：通过合金设计、复相化处理、之后的短时间热处理及调制轧制，可以得到一种耐久性优异的不锈钢板，其具有与SUS304H-TA材同等的强度、并且激光加工后的挂渣高度得以降低。
[0080] 工业实用性
[0081] 本发明可用于例如将焊锡膏印刷在精密机械等的基板上时所使用的金属掩模。
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