WO2012133833A1 - メタルマスク用ステンレス鋼板 - Google Patents

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直樹 平川
藤本　廣
冨村　宏紀
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Nisshin Steel Co Ltd
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength stainless steel plate for a metal mask having a multiphase structure.
  • SUS304 temper rolled material is often used as a stainless steel plate for metal masks.
  • SUS304 3 / 4H-TA material has been the mainstream before, but from the viewpoint of durability, SUS304H-TA material with higher strength is now mainstream.
  • SUS304 is a general-purpose steel grade, it is easy to procure materials, and since it causes processing-induced martensitic transformation with processing, it has the merit of high strength and excellent durability, while Ni is a rare metal. It is very effective because it contains a large amount of.
  • the metal mask manufacturing method includes laser processing, etching processing, and additive method (electroforming method) depending on the method of forming the opening, and transferability to the substrate is important as well as durability.
  • the ease of filling of the solder paste into the opening and the ease of removal of the solder paste from the opening when the metal mask is removed from the substrate after printing the solder paste are important. Further, since the processing end face property greatly affects such filling property and detachment property, it is generally said that a transfer end having a smooth end surface is excellent.
  • the additive method is the most excellent for the end face property and dimensional accuracy of the opening.
  • the manufacturing cost is high and time is required, and the strength is not improved by rolling, so that the durability is not excellent.
  • the etching process although the dimensional accuracy is excellent, since the opening is formed by etching from both sides of the metal mask material, the cross section of the etched portion becomes an irregular shape and the paste is not easily removed. Moreover, the time which provides a resist according to a process pattern is required. In the etching process, since the crystal grain size of the metal mask material greatly affects the etching end face property, the smaller the crystal grain size of the metal mask material, the better the end surface property and the better the removal of the paste.
  • Patent Document 1 In recent years, from the viewpoint of excellent manufacturability and productivity, laser processing such as Patent Document 1 is frequently used as a metal mask manufacturing method.
  • the present invention has been made in view of these points, and an object thereof is to provide a stainless steel plate for a metal mask that is low in cost, high in strength, low in dross, high in productivity, and excellent in durability. .
  • the stainless steel plate for a metal mask according to claim 1 is, in mass%, C: 0.15% or less, Si: 2.0% or less, Mn: 4.0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.03% or less, Ni: 4.0% or less, Cr: 10 to 20%, N: 0.12% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, [420 (% C) + 470 ( % N) +23 (% Ni) +7 (% Mn) -11.5 (% Cr) -11.5 (% Si) +189] is 70 to 90, and the metal structure is ferrite phase and martensite.
  • the stainless steel plate for a metal mask according to claim 2 is the stainless steel plate for a metal mask according to claim 1, wherein at least one of V, Nb, Cu, Ti, Al, B and Mo is 1.0% by mass or less in total.
  • the ⁇ max value is 70 to 90
  • the metal structure is a two-phase structure of a ferrite phase and a martensite phase, [ 1519- (1.3 + 109.07 (% C) +13 (% C) 2 +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
  • the stainless steel plate for a metal mask according to claim 3 is the stainless steel plate for a metal mask according to claim 1 or 2, which has been heat-treated at 300 to 550 ° C. for a short time after cold rolling.
  • the stainless steel plate for a metal mask according to claim 4 is the stainless steel plate for a metal mask according to claim 1 or 2, which is subjected to temper rolling of 50% or less after cold rolling, and then at 300 to 550 ° C. for a short time. Heat-treated.
  • the stainless steel plate for a metal mask according to claim 5 is used for laser processing in the stainless steel plate for a metal mask according to any one of claims 1 to 4, and has a cross-section hardness of 250 HV or more within 10 ⁇ m from the laser punched end face. It is what is.
  • the Ni content can be reduced, the cost can be suppressed, and the metal structure can be made into a two-phase structure to improve the strength. It is possible to improve end face properties, reduce dross amount, improve productivity, suppress softening due to heat influence, and improve durability.
  • This embodiment of the stainless steel plate for metal mask is a low cost, high strength, low dross amount by controlling the structure, solidification point and solid-liquid coexistence range by alloy design, heat treatment and temper rolling, High productivity and high durability stainless steel sheet.
  • the content of Ni which is a rare metal, can be reduced by 4 to 6% by mass compared to SUS304, and the dross height associated with laser processing is reduced by 30% or more from SUS304 with a hardness of 370 HV or higher that is equal to or higher than SUS304H-TA.
  • Cr should be contained in an amount of 10% by mass or more in order to ensure the durability as stainless steel.
  • the Cr content is set to 10% by mass or more and 20% by mass or less.
  • C is a strong austenite-forming element and is effective in increasing the martensite content and enhancing the strength of the martensite phase and ferrite phase by solid solution strengthening.
  • the C content needs to be 0.01% by mass or more.
  • the chromium carbide once dissolved during heating in the dual phase treatment where the ferrite + austenite two-phase region is heated and rapidly cooled becomes ferrite or austenite (after martensite after cooling) grain boundaries during cooling.
  • Reprecipitation causes a Cr-deficient layer (sensitization) in the vicinity of the grain boundary, and the corrosion resistance is significantly deteriorated. For this reason, although it changes also with the component balance by content of other elements, such as Cr, Ni, and Mn, content of C was 0.15 mass% or less.
  • N is a strong austenite-generating element, and is effective in increasing the martensite content and increasing the strength of the martensite phase by solid solution strengthening.
  • the N content is set to 0.12% by mass or less.
  • Mn and Ni are effective elements for obtaining a ferrite + austenite two-phase structure at high temperatures as austenite-forming elements. Further, as the Mn and Ni contents increase, the amount of martensite after cooling increases and the strength is improved. In order to achieve these effects, Mn and Ni are added in an amount of 0.1% by mass or more and a certain amount or more depending on the Cr content and the C content. However, when the contents of Mn and Ni are increased, too much martensite is generated after the multi-phase treatment, and it is difficult to obtain a two-phase structure. Therefore, the contents of Mn and Ni are each 4.0% by mass or less.
  • the structure, freezing point and solid-liquid coexistence range can be controlled, but besides that, for the purpose of improving the corrosion resistance, Mo, V, Nb, Cu, Ti Various elements such as Al and B may be added.
  • V, Nb, Cu, Ti, Al, B and Mo are added in this way, if the content is large, the freezing point and the structure are affected. Therefore, V, Nb, Cu, Ti, Al, B and Mo are added. It is preferable to add at least one of the above in a total amount of 1.0% by mass or less.
  • the metal structure is made into a two-phase structure of ferrite and martensite by the multi-phase treatment in the material manufacturing process.
  • the heating temperature of the multiphase treatment varies somewhat depending on the chemical composition of the stainless steel, it is in the range of 900 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower.
  • a cooling rate of 5 ° C./sec or more is required for transformation of austenite at high temperature to martensite with cooling.
  • 70% or more of the structure is a martensite phase.
  • a two-phase structure is mainly formed of a ferrite phase and an austenite phase nucleated from a ferrite grain boundary, and each phase suppresses grain growth from each other.
  • the ⁇ max value is an index indicating the martensite phase ratio, and a martensite phase having almost the same amount as the ⁇ max value is obtained in the double phase treatment.
  • This ⁇ max value is 420 (% C) +470 (% N) +23 (% Ni) +7 (% Mn) -11.5 (% Cr) -11.5 (% Si) +189 Indicated.
  • % element the value of the content (% by mass) of each alloy element is substituted.
  • the ⁇ max value is 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 1) It is shown by the 'formula. In each item (% element) in the formula (1) ′, the value of the content (mass%) of each alloy element is substituted, and 0 is substituted for an alloy element not contained.
  • the ⁇ max value is 70 or less, the amount of martensite is small and sufficient strength cannot be obtained as compared with SUS304H-TA (hardness of 370 HV or more). However, if the ⁇ max value exceeds 90, a sufficient strength can be obtained after the multiphase treatment, but the ferrite phase ratio becomes low, and a martensite single phase state is almost obtained and a fine structure cannot be obtained.
  • the ⁇ max value is set to 70 or more and 90 or less.
  • temper rolling it is preferable to perform temper rolling of 50% or less after the multiphase treatment or after the multiphase treatment because strength can be increased by work hardening by temper rolling. By increasing the strength, durability as a metal mask is improved.
  • heat treatment for a short time at 300 ° C. or more and 500 ° C. or less after the multiphase treatment or after the multiphase treatment because the strength can be increased by strain age hardening with solid solution carbon obtained by the heat treatment.
  • thermotreat it is more preferable to heat-treat at a temperature of 300 ° C. or more and 500 ° C. or less after a temper rolling of 50% or less because the strength can be further increased by work hardening and age hardening.
  • the solidification end temperature (freezing point) is increased, and the solid-liquid coexistence range in the process of solidification from the molten state is reduced, so that the amount of metal that is melted by laser processing can be reduced.
  • the amount of dross can be reduced compared with SUS304, and the height thereof can be lowered. Therefore, the solidification end temperature was set to 1450 or more, and the solid-liquid coexistence range was set to 30 ° C. or less.
  • the solidification end temperature was 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)).
  • % element the value of the content (mass%) of each alloy element is substituted.
  • the solidification end temperature is 1519 ⁇ (1.3 + 109.07 (% C) +13 (% C) 2 +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)).
  • % element in the formula (2) ′, the value of the content (mass%) of each alloy element is substituted, and 0 is substituted for an element not contained.
  • the solid-liquid coexistence range is 6.72+ (0.393 + 32.97 (% C) + 3.93 (% C) 2 + 4.95 (% Si) + 2.12 (% Mn) + 2.00 (% Ni) + 0.00. 59 (% Cr) +11.8 (% P) +14.54 (% S)).
  • % element the value of the content (% by mass) of each alloy element is substituted.
  • the solid-liquid coexistence range is 6.72+ (0.393 + 32.97 (% C) + 3.93 (% C) 2 +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)).
  • % element in the formula (3) ′, the value of the content (mass%) of each alloy element is substituted, and 0 is substituted for an element not contained.
  • This stainless steel for the metal mask is less softened due to the thermal effect in the vicinity of the laser punched portion than SUS304, and is less likely to cause defects such as falling corners due to repeated use, so-called dripping.
  • An austenitic high-strength stainless steel which is strengthened by processing such as temper rolling represented by SUS304, returns almost to the state before processing when the temperature is raised above the recrystallization temperature. Since the vicinity of the laser punched end face is temporarily melted, the strength in the vicinity of the end face after punching is significantly reduced.
  • the stainless steel plate for a metal mask according to this embodiment is also in a molten state in the vicinity of the punched portion at the time of laser punching, but austenite is transformed into martensite and hard as described above in the subsequent cooling process. A martensite phase is formed. Therefore, the strength in the vicinity of the laser punched end face can be maintained as compared with a temper rolled austenitic high strength stainless steel such as SUS304.
  • the hardness in the vicinity of the laser punched portion is effective to secure in order to suppress the occurrence of sagging (corner drop) due to the roller that is repeatedly used as a metal mask for printing work and wears in the vicinity of the punched portion.
  • the hardness within 10 micrometers from a laser punching end surface can be 250 HV or more.
  • the rare metal Ni is reduced by 4 to 6% by mass compared to SUS304. It is possible to secure a hardness of 370 HV or higher, reduce the dross height by laser processing by 30% or more, and make the stainless steel plate with excellent durability difficult to be softened due to thermal influences and to prevent drooling by repeated use. it can.
  • ⁇ max is in the range of 70 to 90, the ferrite phase and martensite phase are uniformly dispersed and have a fine structure with an average particle size of 10 ⁇ m or less. It is also a material suitable for etching processing.
  • the hot-rolled steel strip was subjected to hot-rolled sheet annealing treatment by air cooling at 800 ° C. and soaking for 0 hour, and pickled and then cold-rolled. These processes were repeated to finally obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 100 ⁇ m.
  • Each sample of this example and a comparative example was produced through a multiphase treatment process in which this cold-rolled sheet was subjected to a multiphase treatment under conditions of 1050 ° C. and a soaking time of 1 minute. In addition, some samples were subjected to a short-time heat treatment at 500 ° C for 0 hours after soaking or after temper rolling of 20 to 40% after the duplexing treatment.
  • Each steel plate of Examples and Comparative Examples was produced.
  • the metal structure photograph of 1 is shown.
  • M represents martensite and F represents ferrite.
  • cold rolling with a total rolling rate of 40% is performed to form a cold-rolled sheet of 100 ⁇ m
  • SUS304H-TA finish is simulated
  • a short-time heat treatment is performed at 500 ° C. and soaking for 0 hour.
  • TA steel sheet was prepared.
  • FIG. 1 shows the surface hardness (c) after temper rolling at 40% and the surface hardness (d) after heat treatment for a short time after temper rolling.
  • FIG. 5A steel No. which is the present example is shown.
  • FIG. 5B shows a SEM photograph of the laser processed punched portion of the SUS304H-TA material. As shown in FIGS. 5 (a) and 5 (b), this example (steel No. 1) is superior in surface properties.
  • the freezing point and the solid-liquid coexistence range were measured by measuring the solidification start temperature and the solidification end temperature by differential heat change.
  • the sample size used was 3 mm ⁇ ⁇ 5 mmt, and the cooling rate after melting was 10 ° C./min.
  • the measured values of the freezing point and the solid-liquid coexistence temperature of each sample are shown in Table 2.
  • FIG. 7 the steel No. which is the present example before and after the repeated printing work. 1 and SSUS photographs near the laser punched portion of SUS304H-TA material are shown. Note that D in FIG. 7 is a drooping (corner drop) portion.
  • All of the examples have the same surface hardness as SUS304H-TA and the dross height is reduced by 30% or more.
  • the hardness in the vicinity of the laser punched part is lower than the surface hardness of the laser unprocessed part due to thermal effects, but the lower limit of SUS304H-TA material is 170 HV, which is equivalent to the state before rolling.
  • the lower limit of each of the examples is 250 HV or higher, and the strength is maintained higher than that of the SUS304H-TA material.
  • the present example (steel No. 1) is superior in surface properties to the SUS304H-TA material.
  • the SUS304H-TA material is sagging (corner drop) in the vicinity of the punched portion, whereas this example (steel No. 1) No one was confirmed. It is considered that such a person originated from a site where the hardness was remarkably lowered partially due to laser processing.
  • the alloy design, double phase treatment, subsequent heat treatment and temper rolling have the same strength as SUS304H-TA material, can reduce the dross height after laser processing, and is durable It can be confirmed that an excellent stainless steel plate can be obtained.
  • the present invention is used for a metal mask used when printing a solder paste on a substrate such as a precision machine.

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Abstract

　低コストで、高強度で、ドロス量が少なく高生産性で、耐久性に優れたメタルマスク用ステンレス鋼板を提供する。　質量％で、０．１５％以下のＣ、２．０％以下のＳｉ、４．０％以下のＭｎ、０．０４％以下のＰ、０．０３％以下のＳ、４．０％以下のＮｉ、１０～２０％のＣｒ、０．１２％以下のＮを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。γｍａｘ値が７０～９０である金属組織がフェライト相およびマルテンサイト相の二相組織である。また、凝固終了温度は１４５０℃以上である。さらに、溶融状態から凝固する過程での固液共存範囲が３０℃以内である。

Description

メタルマスク用ステンレス鋼板
　本発明は、複相組織を有する高強度のメタルマスク用ステンレス鋼板に関する。
　現在、メタルマスク向けステンレス鋼板として、ＳＵＳ３０４の調質圧延材が多く用いられている。また、ＳＵＳ３０４の調質圧延材の中でも、以前はＳＵＳ３０４ ３／４Ｈ－ＴＡ材が主流であったが、耐久性の観点から、現在はより強度の高いＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材が主流となっている。
　このようなＳＵＳ３０４は、汎用鋼種であることから材料が調達しやすく、また加工にともない加工誘起マルテンサイト変態を起こすため、高強度で耐久性に優れているというメリットがある一方、レアメタルであるＮｉを多く含有するため非常に効果的である。
　メタルマスクの製造方法には、開口部の形成方法の違いによりレーザー加工、エッチング加工およびアディティブ法（電鋳法）があり、耐久性とともに基板への転写性が重要である。
　この転写性に関しては、開口部に対するはんだペーストの充填のしやすさや、はんだペースト印刷後に基板からメタルマスクを取り外す際の開口部に対するはんだペーストの抜けやすさが重要である。そして、このような充填性や抜け性には、加工端面性状が大きく影響することから、一般的に、平滑な端面を有するものほど転写性が優れているとされている。
　ここで、開口部の端面性状や寸法精度については、アディティブ法が最も優れている。しかしながら、製造コストが高く時間がかかる点や、圧延により強度の向上を図れないため耐久性に優れない点が課題となる。
　また、エッチング加工については、寸法精度が優れているものの、メタルマスク材の両面からエッチングして開口部を形成するためエッチング部の断面がいびつな形状になり、ペーストの抜け性が良好ではない。また、加工パターンに従ってレジストを付与する時間を必要とする。なお、エッチング加工においては、エッチング加工端面性状にメタルマスク材の結晶粒径が大きく影響するため、メタルマスク材の結晶粒径が小さいほど端面性状に優れペーストの抜け性が向上する。
　そして近年では、製造性および生産性に優れるという観点から、メタルマスクの製造方法には特許文献１などのレーザー加工が多く用いられている。
　レーザー加工では、加工パターンをパーソナルコンピュータ上で入力した後、レーザーによりメタルマスク材を加工するのみであり、非常に生産性に優れている。一方、レーザー加工にともないドロス（ばり）が発生するとともに、加工端面にはレーザーによる加工筋が残留してしまう。そこで、バフ研磨、電解処理およびサウンドブラストなどの後工程により、ドロスの除去や端面粗さを向上させる必要があり、特許文献１でも、サウンドブラストにより、ドロスの除去を行っている。
特開平６－３９９８８号公報
　しかしながら、調質圧延で高強度化したＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材について、レーザー加工すると、レーザー打抜き部近傍では、熱影響によって素材が軟質化し、メタルマスクを繰り返し使用するにつれて打抜き端面近傍に磨耗による角落ちなどの欠損、いわゆるだれが発生するという問題がある。端面近傍のだれは、はんだペースト厚みが変化するなどの印刷性の劣化を招いてしまう。
　本発明は、このような点に鑑みなされたもので、低コストで、高強度で、ドロス量が少なく高生産性で、耐久性に優れたメタルマスク用ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
　請求項１記載のメタルマスク用ステンレス鋼板は、質量％で、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％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、［４２０（％Ｃ）＋４７０（％Ｎ）＋２３（％Ｎｉ）＋７（％Ｍｎ）－１１．５（％Ｃｒ）－１１．５（％Ｓｉ）＋１８９］で示されるγｍａｘ値が７０～９０で、金属組織がフェライト相およびマルテンサイト相の二相組織であり、［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））］で示される凝固終了温度が１４５０℃以上であり、［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））］で示される溶融状態から凝固する過程での固液共存範囲が３０℃以内であるものである。
　請求項２記載のメタルマスク用ステンレス鋼板は、請求項１記載のメタルマスク用ステンレス鋼板において、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、ＢおよびＭｏの少なくとも１つを合計１．０質量％以下で含有し、［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］で示されるγｍａｘ値が７０～９０で、金属組織がフェライト相およびマルテンサイト相の二相組織であり、［１５１９－（１．３＋１０９．０７（％Ｃ）＋１３（％Ｃ）２＋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））］で示される凝固終了温度が１４５０℃以上であり、［６．７５２＋（０．３９３＋３２．９７（％Ｃ）＋３．９３（％Ｃ）２＋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））］で示される溶融状態から凝固する過程での固液共存範囲が３０℃以内であるものである。
　請求項３記載のメタルマスク用ステンレス鋼板は、請求項１または２記載のメタルマスク用ステンレス鋼板において、冷間圧延後に３００～５５０℃で短時間の熱処理が施されたものである。
　請求項４記載のメタルマスク用ステンレス鋼板は、請求項１または２記載のメタルマスク用ステンレス鋼板において、冷間圧延後に、５０％以下の調質圧延が施され、その後３００～５５０℃で短時間の熱処理が施されたものである。
　請求項５記載のメタルマスク用ステンレス鋼板は、請求項１ないし４のいずれか一記載のメタルマスク用ステンレス鋼板において、レーザー加工用として使用され、レーザー打抜き端面から１０μｍ以内の断面硬さが２５０ＨＶ以上であるものである。
　本発明によれば、合金組成、金属組織、凝固点および固液共存範囲を規制することにより、Ｎｉの含有量を低減してコストを抑制でき、金属組織が二相組織にして強度を向上できるとともに端面性状を向上させドロス量を少なくして生産性を向上でき、熱影響による軟質化を抑制して耐久性を向上できる。
本発明の一実施例の金属組織写真である。 レーザー加工後の硬さ測定箇所を示す模式図である。 本発明の一実施例およびＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡの硬さを示すグラフである。 同上実施例における調質圧延および短時間熱処理による硬さの変化を示すグラフである。 （ａ）は同上実施例のＳＥＭ写真であり、（ｂ）はＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡのレーザー打抜き部のＳＥＭ写真である。 印刷作業にともなって発生したレーザー打抜き部近傍のだれの測定方法を示す模式図である。 本発明の一実施例およびＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡの繰り返し印刷後のレーザー打抜き部近傍のＳＥＭ写真である。
　本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
　この一実施の形態であるメタルマスク用ステンレス鋼板は、合金設計、熱処理および調質圧延によって組織、凝固点および固液共存範囲をコントロールすることで、低コストで、高強度で、ドロス量が少なく、高生産性で、耐久性に優れたステンレス鋼板にできる。すなわち、ＳＵＳ３０４よりレアメタルであるＮｉの含有量を４～６質量％低減でき安価であり、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡと同等以上の３７０ＨＶ以上の硬度で、レーザー加工にともなうドロス高さをＳＵＳ３０４より３０％以上低減してレーザー加工後の工程負荷を低減できるとともに、レーザー打抜き部近傍の熱影響により軟質化しにくく繰り返し使用にともなう磨耗などによる角落ちなどの欠損であるだれを防止でき耐久性に優れるため、レーザー加工で製造するメタルマスクとして、好適なステンレス鋼である。
　まず、メタルマスク用ステンレス鋼板の化学成分について説明する。
　Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐久性を確保するために１０質量％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が２０質量％より高くなると、マルテンサイト相を生成させて、強度を向上させるＮｉおよびＭｎなどのオーステナイト生成元素の量が多くなるとともに靱性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量は１０質量％以上２０質量％以下とした。
　Ｃは、強力なオーステナイト生成元素であり、マルテンサイト量を増加させるとともに、固溶強化によりマルテンサイト相およびフェライト相の強度を高めるのに有効である。このような効果を奏するには、Ｃの含有量は０．０１質量％以上にする必要がある。しかし、Ｃの含有量が高くなると、フェライト＋オーステナイト二相域に加熱、急冷する複相化処理において加熱時にいったん固溶したクロム炭化物が冷却時にフェライトまたはオーステナイト（冷却後はマルテンサイト）粒界に再析出し、粒界近傍にＣｒ欠乏層（鋭敏化）が生じて耐食性が著しく劣化する。このため、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｎなどの他の元素の含有量による成分バランスによっても異なるが、Ｃの含有量は０．１５質量％以下とした。
　Ｎは、強力なオーステナイト生成元素であり、マルテンサイト量を増加させるとともに、固溶強化によりマルテンサイト相の強度を高めるのに有効である。しかし、溶解度の関係から多量に添加することは困難であるとともに、多量の添加は表面欠陥の増加を招く。したがって、Ｎの含有量は０．１２質量％以下とした。
　ＭｎおよびＮｉは、オーステナイト生成元素として、高温でフェライト＋オーステナイトの二相組織を得るために有効な元素である。また、ＭｎおよびＮｉ含有量の増加にともない冷却後のマルテンサイト量が増加して強度が向上する。これらの効果を奏するには、０．１質量％以上で、Ｃｒ含有量およびＣ含有量に応じて一定量以上のＭｎおよびＮｉを添加する。しかし、ＭｎおよびＮｉの含有量が多くなると、複相化処理後に生成するマルテンサイトが多くなりすぎて、二相組織を得ることが困難になる。したがって、ＭｎおよびＮｉの含有量はそれぞれ４．０質量％以下とした。
　上記のように合金成分を設計することにより、組織、凝固点および固液共存範囲を制御できるが、それ以外にも、耐食性の向上を目的として、Ｍｏを添加したり、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、ＡｌおよびＢなどの種々の元素を添加してもよい。このようにＶ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、ＢおよびＭｏを添加する場合には、含有量が多いと凝固点や組織に影響を及ぼすため、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、ＢおよびＭｏの少なくとも１つを合計で１．０質量％以下で添加することが好ましい。
　ここで、金属組織は、材料製造過程の複相化処理によってフェライト＋マルテンサイトの二相組織にされる。複相化処理の加熱温度は、ステンレス鋼の化学成分に応じて多少異なるが、９００℃以上１１５０℃以下の範囲である。また、加熱後の冷却において、冷却にともなって高温でのオーステナイトがマルテンサイトに変態するには５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必要である。このような複相化処理によって得られた材料は、組織の７０％以上がマルテンサイト相である。
　また、複相化処理温度である９００～１１５０℃では、主にフェライト相とフェライト粒界から核生成したオーステナイト相との二相組織となり、それぞれの相が互いに粒成長を抑制するため、冷却後には、フェライト相とマルテンサイト相とが微細分散した平均粒径１０μｍ以下の微細組織が得られる。
　γｍａｘ値は、マルテンサイト相比を示す指標であり、複相化処理にはγｍａｘ値とほぼ同量のマルテンサイト相が得られる。このγｍａｘ値は、４２０（％Ｃ）＋４７０（％Ｎ）＋２３（％Ｎｉ）＋７（％Ｍｎ）－１１．５（％Ｃｒ）－１１．５（％Ｓｉ）＋１８９とする（１）式にて示される。この（１）式における各項（％元素）には、各合金元素の含有量（質量％）の値を代入する。
　なお、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、ＢおよびＭｏの少なくとも一つを添加する場合には、γｍａｘ値は、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とする（１）´式にて示される。この（１）´式における各項（％元素）には、各合金元素の含有量（質量％）の値を代入し、含有しない合金元素は０を代入する。
　γｍａｘ値が７０以下では、マルテンサイト量が少なく、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ（硬度３７０ＨＶ以上）に比べて十分な強度が得られない。しかし、γｍａｘ値が９０を超えると、複相化処理後に十分な強度が得られるものの、フェライト相比率が低くなり、ほとんどマルテンサイト単相状態となってしまって微細組織が得られない。エッチングによってメタルマスクを製造した際には、結晶粒径が微細なほどエッチング端面性状に優れ、一般的には充填性が向上する。このため、メタルマスク用の素材として適度な強度と微細組織とを得るには、γｍａｘ値を７０以上９０以下とする。
　複相処理後または複相化処理後に、５０％以下の調質圧延を施すと、調質圧延による加工硬化によって高強度化できるので好ましい。高強度化することで、メタルマスクとしての耐久性が向上する。
　また、複相処理後または複相化処理後に、３００℃以上５００℃以下で短時間の熱処理を施すと、熱処理により得られる固溶炭素によるひずみ時効硬化によって高強度化できるので好ましい。
　なお、５０％以下の調質圧延後に、３００℃以上５００℃以下で短時間で熱処理すると、加工硬化および時効硬化によってさらに高強度化できるので、より好ましい。
　ＳＵＳ３０４に比べて凝固終了温度（凝固点）を高くし、溶融状態から凝固する過程での固液共存範囲を小さくすることにより、レーザー加工によって溶け出すメタル量を少なくできるため、レーザー加工を施した際に、ＳＵＳ３０４と比較してドロス量を少なくその高さを低くできる。したがって、凝固終了温度を１４５０以上とし、固液共存範囲を３０℃以内とした。
　凝固終了温度は、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））とする（２）式にて示される。この（２）式における各項（％元素）には、各合金元素の含有量（質量％）の値を代入する。
　なお、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、ＢおよびＭｏの少なくとも一つを添加する場合には、凝固終了温度は、１５１９－（１．３＋１０９．０７（％Ｃ）＋１３（％Ｃ）２＋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））とする（２）´式にて示される。この（２）´式における各項（％元素）には、各合金元素の含有量（質量％）の値を代入し、含有しない元素は０を代入する。
　固液共存範囲は、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））とする（３）式にて示される。この（３）式における各項（％元素）には、各合金元素の含有量（質量％）の値を代入する。
　なお、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、ＢおよびＭｏの少なくとも一つを添加する場合には、固液共存範囲は、６．７５２＋（０．３９３＋３２．９７（％Ｃ）＋３．９３（％Ｃ）２＋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））とする（３）´式にて示される。この（３）´式における各項（％元素）には、各合金元素の含有量（質量％）の値を代入し、含有しない元素は０を代入する。
　このメタルマスク用ステンレス鋼は、ＳＵＳ３０４に対してレーザー打抜き部近傍の熱影響による軟質化が小さく、繰り返し使用にともなう角落ち等の欠損、いわゆるだれが発生しにくく耐久性に優れる。
　ＳＵＳ３０４に代表される調質圧延などの加工によって高強度化を図るオーステナイト系高強度ステンレス鋼は、再結晶温度以上に昇温されると組織および特性がほとんど加工前の状態に戻る。レーザー打抜き端面近傍は、一時的に溶融状態となるため、打抜き後の端面近傍の強度が著しく低下する。
　同様にこの一実施の形態であるメタルマスク用ステンレス鋼板もレーザー打抜きに際して打抜き部近傍が一時的に溶融状態となるが、その後の冷却過程で上述のようにオーステナイトがマルテンサイトに変態して硬質なマルテンサイト相が形成される。そのため、ＳＵＳ３０４などの調質圧延型のオーステナイト系高強度ステンレス鋼に比べて、レーザー打抜き端面近傍の強度を維持できる。
　また、メタルマスクとして繰り返し印刷作業に使用されて打抜き部近傍が磨耗するころによるだれ（角落ち）の発生を抑制するには、レーザー打抜き部近傍の硬さを確保することが有効である。具体的には、レーザー打抜き端面から１０μｍ以内の硬さを２５０ＨＶ以上にすることが好ましい。そして、上記一実施の形態であるメタルマスク用ステンレス鋼板では、レーザー打抜き後であっても、レーザー打抜き端面から１０μｍ以内の硬さを２５０ＨＶ以上にできる。
　以上のように、合金設計および熱処理によって、フェライト相とマルテンサイト相との相比、凝固点および固液共存範囲をコントロールすることによって、ＳＵＳ３０４に比べて、レアメタルであるＮｉを４～６質量％低減でき、３７０ＨＶ以上の硬度を確保でき、レーザー加工によるドロス高さを３０％以上低減でき、レーザー打抜き部近傍が熱影響により軟質化しにくく繰り返し使用によりだれが発生しにくい耐久性に優れたステンレス鋼板にできる。なお、γｍａｘが７０～９０の範囲では、フェライト相とマルテンサイト相とが均一分散した平均粒径１０μｍ以下の微細組織であるため、エッチング加工後の端面性状も優れることから、レーザー加工だけでなくエッチング加工用途としても好適な材料である。
　以下、本発明の一実施例および比較例について説明する。
［ステンレス鋼板の作製］
　表１に示す各組成のステンレス鋼を３０Ｋｇ真空溶解炉で溶製してインゴットに鋳造した。得られたインゴットをスラブに分塊し、そのスラブに９２０℃で熱間圧延を施して、板厚３．０ｍｍの熱延鋼帯とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次いで、熱延鋼帯に対して、８００℃、均熱０時間での空冷により熱延板焼鈍処理を施し、酸洗後、冷間圧延を施した。これらの過程を繰り返し、最終的に板厚１００μｍの冷延板とした。
　この冷延板に対して、１０５０℃、均熱時間１分間の条件で複相化処理を施す複相化処理工程を経て、本実施例および比較例の各サンプルを作製した。また、一部のサンプルには、複相化処理後か、複相化処理後の２０～４０％の調質圧延後に、５００℃にて均熱０時間の短時間熱処理を施して、本実施例および比較例の各鋼板を作製した。図１には、鋼Ｎｏ．１の金属組織写真を示す。図１におけるＭはマルテンサイトを示し、Ｆはフェライトを示す。
　なお、比較対象であるＳＵＳ３０４については、３０Ｋｇ真空溶解炉で溶製してインゴットに鋳造した後、そのスラブに９２０℃で熱間圧延を施して、板厚３．０ｍｍの熱延鋼帯とした。また、この熱延鋼帯に対して、１０５０℃、均熱０時間での急冷により熱延板焼鈍処理を施して、酸洗後、冷間圧延を施した。また、これらの過程を繰り返して板圧１６６μｍの焼鈍材とした。その後、総圧延率４０％の冷間圧延を施すことで、１００μｍの冷延板とし、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ仕上げを模擬して、５００℃、均熱０時間の短時間熱処理を施すことにより、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡの鋼板を作製した。
［硬度の測定］
　各鋼板について、ＪＩＳＺ－２２４０の規定に準拠して、鋼板表面の硬さは試験荷重０．３ｋｇでビッカース硬度を測定し、図２に示すレーザー打抜き部近傍の硬さは試験荷重０．０１ｋｇでビッカース硬度を測定し、２０箇所の平均値を硬さの測定値とした。なお、図２におけるＨは硬さ測定箇所を示す。各サンプルの硬度の測定値を表２に示す。表２における硬さ１は表面硬さであり、硬さ２はレーザー打抜き端面から１０μｍ以内の断面硬さである。図３には、本実施例である鋼Ｎｏ．１に４０％の調質圧延後短時間熱処理を行ったサンプルＮｏ．３、および、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材に関する未加工部（鋼板表面）の硬さ（ａ）と、レーザー打抜き部近傍の硬さ（ｂ）とを示す。図４には、鋼Ｎｏ．１に４０％で調質圧延を行った後の表面硬さ（ｃ）と、調質圧延後に短時間熱処理を行った後の表面硬さ（ｄ）とを示す。
［ドロス高さ測定］
　各鋼板について、日本車輌製造株式会社製の装置を用いてレーザー加工により、０．５ｍｍΦ、０．２ｍｍ×１．３ｍｍの開口部を加工した。加工条件は、出力８Ｗ、加工速度４００ｍｍ／ｍｉｎ、ビーム径２０μｍとした。そして、レーザー加工後のサンプルをＳＥＭ観察にて２０箇所のドロス高さを測定し、その平均値をドロス高さの測定値とした。各サンプルのドロス高さの測定値を表２に示す。また、図５（ａ）には、本実施例である鋼Ｎｏ．１のレーザー加工打抜き部のＳＥＭ写真を示し、図５（ｂ）にはＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材のレーザー加工打抜き部のＳＥＭ写真を示す。これら図５（ａ）および図５（ｂ）に示すように本実施例（鋼Ｎｏ．１）の方が表面性状に優れている。
［凝固点および固液共存温度の測定］
　示差熱変化により、凝固開始温度および凝固終了温度を測定することで、凝固点および固液共存範囲を測定した。用いたサンプル寸法は、３ｍｍΦ×５ｍｍｔ、溶融後の冷却速度は１０℃／ｍｉｎで測定を実施した。各サンプルの凝固点および固液共存温度の測定値を表２に示す。
［印刷作業および印刷にともなうだれ量の測定］
　印刷作業は、ヤマハ発動機株式会社製のソルダペースト印刷機およびメタルスキージを用いてスキージ角度６０度、印刷速度１００ｍｍ／ｓｅｃ、印刷圧力５０Ｎ／ｃｍ２ではんだペースト印刷作業を行った。また、２万回印刷を実施した後、図６に示すレーザー打抜き部近傍のだれの有無をＳＥＭ観察にて確認した。図６におけるＤはだれ量の測定箇所である。なお、だれの程度については、だれ発生箇所の断面観察を行い、角落ちした部分の面積を算出して求めた。各サンプルのだれに関する測定値を表２に示す。また、図７には、繰り返し印刷作業前後の本実施例である鋼Ｎｏ．１およびＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材のレーザー打抜き部近傍のＳＥＭ写真を示す。なお、図７におけるＤはだれ（角落ち）部分である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本実施例のいずれも、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡと同等の表面硬さを有するとともに、ドロス高さが３０％以上低減している。
　一方、γｍａｘが７０以下である比較例（鋼Ｎｏ．１１）では、表面硬さ３７０ＨＶより低く、凝固終了温度が低かった。
　また、固液共存範囲が３０℃より大きい比較例（鋼Ｎｏ．１２）では、ドロス高さの低減率が小さかった。
　図３に示すように、レーザー打抜き部近傍の硬さは、いずれも熱影響によってレーザー未加工部である表面硬さより低下するが、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材は下限値が圧延前の状態と同等の１７０ＨＶまで著しく低下しているのに対し、本実施例はいずれも下限値が２５０ＨＶ以上であり、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材より高強度を維持している。また、図５に示すように本実施例（鋼Ｎｏ．１）の方がＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材より表面性状に優れている。
　メタルマスクとして繰り返し印刷作業をした後では、図７に示すように、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材が打抜き部近傍でだれ（角落ち）が発生しているのに対し、本実施例（鋼Ｎｏ．１）では、だれが確認されなかった。このようなだれは、レーザー加工にともない部分的に硬さが著しく低下した部位を起点として発生したものと考えられる。
　以上の結果から、合金設計、複相化処理、その後の短時間の熱処理や調質圧延によって、ＳＵＳ３０４Ｈ－ＴＡ材と同等の強度を有し、レーザー加工後のドロス高さを低減でき、耐久性に優れたステンレス鋼板が得られることを確認できる。
　本発明は、例えば精密機械などの基板にはんだペーストを印刷する際に用いられるメタルマスクに利用される。

Claims (5)

  1. 　質量％で、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％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　［４２０（％Ｃ）＋４７０（％Ｎ）＋２３（％Ｎｉ）＋７（％Ｍｎ）－１１．５（％Ｃｒ）－１１．５（％Ｓｉ）＋１８９］で示されるγｍａｘ値が７０～９０で、金属組織がフェライト相およびマルテンサイト相の二相組織であり、
    　［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））］で示される凝固終了温度が１４５０℃以上であり、
    　［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））］で示される溶融状態から凝固する過程での固液共存範囲が３０℃以内である
    　ことを特徴とするメタルマスク用ステンレス鋼板。
  2. 　Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、ＢおよびＭｏの少なくとも１つを合計１．０質量％以下で含有し、
    　［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］で示されるγｍａｘ値が７０～９０で、金属組織がフェライト相およびマルテンサイト相の二相組織であり、
    　［１５１９－（１．３＋１０９．０７（％Ｃ）＋１３（％Ｃ）２＋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））］で示される凝固終了温度が１４５０℃以上であり、
    　［６．７５２＋（０．３９３＋３２．９７（％Ｃ）＋３．９３（％Ｃ）２＋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））］で示される溶融状態から凝固する過程での固液共存範囲が３０℃以内である
    　ことを特徴とする請求項１記載のメタルマスク用ステンレス鋼板。
  3. 　冷間圧延後に３００～５５０℃で短時間の熱処理が施された
    　ことを特徴とする請求項１または２記載のメタルマスク用ステンレス鋼板。
  4. 　冷間圧延後に、５０％以下の調質圧延が施され、その後３００～５５０℃で短時間の熱処理が施された
    　ことを特徴とする請求項１または２記載のメタルマスク用ステンレス鋼板。
  5. 　レーザー加工用として使用され、
    　レーザー打抜き端面から１０μｍ以内の断面硬さが２５０ＨＶ以上である
    　ことを特徴とする請求項１ないし４のいずれか一記載のメタルマスク用ステンレス鋼板。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102899590A (zh) * 2012-10-13 2013-01-30 山东理工大学 长寿命水力碎浆机叶轮及其制造方法
KR101412938B1 (ko) 2012-12-24 2014-06-26 주식회사 포스코 가공성이 우수한 스테인리스강 및 이의 제조방법
JP2017160491A (ja) * 2016-03-09 2017-09-14 日新製鋼株式会社 加工性に優れた高強度ステンレス鋼材とその製造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000319765A (ja) * 1999-05-07 2000-11-21 Sumitomo Metal Ind Ltd シャドウマスク用ステンレス鋼板
JP2001234236A (ja) * 2000-02-28 2001-08-28 Nisshin Steel Co Ltd 強度・延性・靱性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法
JP2002105601A (ja) * 2000-09-27 2002-04-10 Nisshin Steel Co Ltd 高強度複相ステンレス鋼及びその製造方法
JP2003041350A (ja) * 2001-08-01 2003-02-13 Nisshin Steel Co Ltd フラッパーバルブ用マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2004131743A (ja) * 2002-08-09 2004-04-30 Nisshin Steel Co Ltd エッチング加工用ステンレス鋼板
JP2006249514A (ja) * 2005-03-11 2006-09-21 Jfe Steel Kk 高強度かつ加工性に優れたＣｒ含有合金熱延鋼板およびその製造方法
WO2009099035A1 (ja) * 2008-02-07 2009-08-13 Nisshin Steel Co., Ltd. 高強度ステンレス鋼材及びその製造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2000068449A1 (fr) * 1999-05-07 2000-11-16 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Tole en acier inoxydable pour masque perfore, procede de fabrication associe et masque perfore

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000319765A (ja) * 1999-05-07 2000-11-21 Sumitomo Metal Ind Ltd シャドウマスク用ステンレス鋼板
JP2001234236A (ja) * 2000-02-28 2001-08-28 Nisshin Steel Co Ltd 強度・延性・靱性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法
JP2002105601A (ja) * 2000-09-27 2002-04-10 Nisshin Steel Co Ltd 高強度複相ステンレス鋼及びその製造方法
JP2003041350A (ja) * 2001-08-01 2003-02-13 Nisshin Steel Co Ltd フラッパーバルブ用マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2004131743A (ja) * 2002-08-09 2004-04-30 Nisshin Steel Co Ltd エッチング加工用ステンレス鋼板
JP2006249514A (ja) * 2005-03-11 2006-09-21 Jfe Steel Kk 高強度かつ加工性に優れたＣｒ含有合金熱延鋼板およびその製造方法
WO2009099035A1 (ja) * 2008-02-07 2009-08-13 Nisshin Steel Co., Ltd. 高強度ステンレス鋼材及びその製造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102899590A (zh) * 2012-10-13 2013-01-30 山东理工大学 长寿命水力碎浆机叶轮及其制造方法
KR101412938B1 (ko) 2012-12-24 2014-06-26 주식회사 포스코 가공성이 우수한 스테인리스강 및 이의 제조방법
JP2017160491A (ja) * 2016-03-09 2017-09-14 日新製鋼株式会社 加工性に優れた高強度ステンレス鋼材とその製造方法

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