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特開2024-57459拡散接合に適したフェライト系ステンレス鋼材および拡散接合体
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024057459
(43)【公開日】2024-04-24
(54)【発明の名称】拡散接合に適したフェライト系ステンレス鋼材および拡散接合体
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240417BHJP
C22C 38/40 20060101ALI20240417BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240417BHJP
B23K 20/00 20060101ALI20240417BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20240417BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/40
C22C38/60
B23K20/00 310G
C21D9/46 R
【審査請求】未請求
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022164221
(22)【出願日】2022-10-12
(71)【出願人】
【識別番号】503378420
【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100120891
【弁理士】
【氏名又は名称】林 一好
(74)【代理人】
【識別番号】100182925
【弁理士】
【氏名又は名称】北村 明弘
(72)【発明者】
【氏名】溝口 太一朗
【テーマコード（参考）】
4E167
4K037
【Ｆターム（参考）】
4E167AA03
4E167BA02
4E167BA09
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA05
4K037EA06
4K037EA09
4K037EA10
4K037EA13
4K037EA14
4K037EA15
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA20
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA26
4K037EA27
4K037EA29
4K037EA31
4K037EA32
4K037EA33
4K037EA35
4K037EA36
4K037EB06
4K037EB07
4K037EB08
4K037EB09
4K037FA02
4K037FA03
4K037FB00
4K037FF02
4K037FF03
4K037FG00
4K037FJ05
4K037FJ06
4K037JA06
(57)【要約】
【課題】拡散接合性に優れるとともに、拡散接合後の耐食性も劣化しないフェライト系ステンレス鋼材を提供する。
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、および、Ｎを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するステンレス鋼材であって、式（１）で表されるγｐ値が３０．０以上７０．０以下であって、かつ、式（２）で表されるΔＧ８００値が－１２．０以下であるフェライト系ステンレス鋼材。式（１）：γｐ値＝４２０｛Ｃ｝－１１．５｛Ｓｉ｝＋７｛Ｍｎ｝＋２３｛Ｎｉ｝－１１．５｛Ｃｒ｝－１２｛Ｍｏ｝＋９｛Ｃｕ｝－４９｛Ｔｉ｝－５２｛Ａｌ｝＋４７０｛Ｎ｝＋１８９ 式（２）：ΔＧ８００値＝－４１５｛Ｃ｝＋２５７０｛Ｎ｝－１６．４｛Ｓｉ｝＋４６．６｛Ｍｎ｝－１５．０｛Ｃｒ｝＋５９．５｛Ｎｉ｝＋３９．４｛Ｃｕ｝－１１１｛Ａｌ｝＋１８０。
【選択図】図３
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、および、Ｎを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するステンレス鋼材であって、式（１）で表されるγｐ値が３０．０以上７０．０以下であって、かつ、式（２）で表されるΔＧ８００値が－１２．０以下であるフェライト系ステンレス鋼材。式（１）：γｐ値＝４２０｛Ｃ｝－１１．５｛Ｓｉ｝＋７｛Ｍｎ｝＋２３｛Ｎｉ｝－１１．５｛Ｃｒ｝－１２｛Ｍｏ｝＋９｛Ｃｕ｝－４９｛Ｔｉ｝－５２｛Ａｌ｝＋４７０｛Ｎ｝＋１８９ 式（２）：ΔＧ８００値＝－４１５｛Ｃ｝＋２５７０｛Ｎ｝－１６．４｛Ｓｉ｝＋４６．６｛Ｍｎ｝－１５．０｛Ｃｒ｝＋５９．５｛Ｎｉ｝＋３９．４｛Ｃｕ｝－１１１｛Ａｌ｝＋１８０。
【選択図】図３
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、
Ｃ：０．０６０％以上０．１２０％以下、
Ｓｉ：０．２０％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上１．５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：１５．０％以上１７．５％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、および、
Ｎ：０．０３０％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するステンレス鋼材であって、
下記式（１）で表されるγｐ値が３０．０以上７０．０以下であって、かつ、下記式（２）で表されるΔＧ８００値が－１２．０以下である、フェライト系ステンレス鋼材。
式（１）：γｐ値＝４２０｛Ｃ｝－１１．５｛Ｓｉ｝＋７｛Ｍｎ｝＋２３｛Ｎｉ｝－１１．５｛Ｃｒ｝－１２｛Ｍｏ｝＋９｛Ｃｕ｝－４９｛Ｔｉ｝－４７｛Ｎｂ｝－５２｛Ａｌ｝＋４７０｛Ｎ｝＋１８９
式（２）：ΔＧ８００値＝－４１５｛Ｃ｝＋２５７０｛Ｎ｝－１６．４｛Ｓｉ｝＋４６．６｛Ｍｎ｝－１５．０｛Ｃｒ｝＋５９．５｛Ｎｉ｝＋３９．４｛Ｃｕ｝－１１１｛Ａｌ｝＋１８０
ただし、式（１）及び式（２）の右辺中の元素記号は、前記化学組成中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示す。なお、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ及びＴｉは、前記化学組成中には含有しない元素であるので、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量として０質量％を代入する。
Ｃ：０．０６０％以上０．１２０％以下、
Ｓｉ：０．２０％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上１．５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：１５．０％以上１７．５％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、および、
Ｎ：０．０３０％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するステンレス鋼材であって、
下記式（１）で表されるγｐ値が３０．０以上７０．０以下であって、かつ、下記式（２）で表されるΔＧ８００値が－１２．０以下である、フェライト系ステンレス鋼材。
式（１）：γｐ値＝４２０｛Ｃ｝－１１．５｛Ｓｉ｝＋７｛Ｍｎ｝＋２３｛Ｎｉ｝－１１．５｛Ｃｒ｝－１２｛Ｍｏ｝＋９｛Ｃｕ｝－４９｛Ｔｉ｝－４７｛Ｎｂ｝－５２｛Ａｌ｝＋４７０｛Ｎ｝＋１８９
式（２）：ΔＧ８００値＝－４１５｛Ｃ｝＋２５７０｛Ｎ｝－１６．４｛Ｓｉ｝＋４６．６｛Ｍｎ｝－１５．０｛Ｃｒ｝＋５９．５｛Ｎｉ｝＋３９．４｛Ｃｕ｝－１１１｛Ａｌ｝＋１８０
ただし、式（１）及び式（２）の右辺中の元素記号は、前記化学組成中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示す。なお、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ及びＴｉは、前記化学組成中には含有しない元素であるので、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量として０質量％を代入する。
【請求項2】
前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上０．１％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下、
Ｗ：０．５％以下、
Ｃｏ：０．５％以下、
Ｃａ：０．０３％以下、
Ｍｇ：０．０３％以下、
Ｓｂ：０．５％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、
Ｔａ：０．０３％以下、
Ｈｆ：０．０３％以下、および、
ＲＥＭ：０．２％以下を含む、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
なお、Ｍｏ、Ｃｕ及びＴｉは、前記化学組成中に含有する場合には、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量を代入し、また、前記化学組成中に含有しない場合には、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量として０質量％を代入する。
Ｃｕ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上０．１％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下、
Ｗ：０．５％以下、
Ｃｏ：０．５％以下、
Ｃａ：０．０３％以下、
Ｍｇ：０．０３％以下、
Ｓｂ：０．５％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、
Ｔａ：０．０３％以下、
Ｈｆ：０．０３％以下、および、
ＲＥＭ：０．２％以下を含む、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
なお、Ｍｏ、Ｃｕ及びＴｉは、前記化学組成中に含有する場合には、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量を代入し、また、前記化学組成中に含有しない場合には、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量として０質量％を代入する。
【請求項3】
複数の請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼材を、表面同士が接触するように積層した状態で拡散接合により形成された拡散接合体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、拡散接合に適したフェライト系ステンレス鋼材および拡散接合体に関する。
【背景技術】
【0002】
ステンレス鋼材は、熱交換器、機械部品、燃料電池部品、家電製品部品、プラント部品、装飾品構成部材、建材などの様々な用途に適用されている。このような様々な用途に対応するために、ステンレス鋼材は、加工され、また、他のステンレス鋼材と溶接して接合されて用いられることが多い。ステンレス鋼材同士の接合方法の一つに拡散接合があり、ステンレス鋼材の表面同士を直接接触させて接合させている。この直接拡散接合法は、製造コスト低減の面で有利であり、種々の方法が検討されてきた。
例えば、特許文献１では、拡散接合に好適な結晶粒径を微細に制御した複相系ステンレス鋼が開示されており、拡散接合条件としては比較的低温（９００～１１００℃）および低面圧（０．１～１ＭＰａ）の条件下にて一定の接合性が得られることが示されている。
特許文献１には、一定の成分範囲に制御したＳＵＳ４３０のようなフェライト系ステンレス鋼材も含まれ、高温でオーステナイト相とフェライト相の二相となるよう成分調整することで、結晶粒径を微細に維持し、拡散接合性を向上させことができる。これによって、ＳＵＳ４３０のようなフェライト系ステンレス鋼材同士の拡散接合を安定的に行うことが可能になった。
例えば、特許文献１では、拡散接合に好適な結晶粒径を微細に制御した複相系ステンレス鋼が開示されており、拡散接合条件としては比較的低温（９００～１１００℃）および低面圧（０．１～１ＭＰａ）の条件下にて一定の接合性が得られることが示されている。
特許文献１には、一定の成分範囲に制御したＳＵＳ４３０のようなフェライト系ステンレス鋼材も含まれ、高温でオーステナイト相とフェライト相の二相となるよう成分調整することで、結晶粒径を微細に維持し、拡散接合性を向上させことができる。これによって、ＳＵＳ４３０のようなフェライト系ステンレス鋼材同士の拡散接合を安定的に行うことが可能になった。
【0003】
しかしながら、フェライト系ステンレス鋼材は、拡散接合の際の雰囲気条件によっては、鋼中のＡｌによりＡｌ２Ｏ３からなる酸化皮膜が形成されて接合性が劣化する場合もあった。このため、Ａｌ２Ｏ３からなる酸化皮膜の形成を抑制するための手段としては、例えば、特許文献２に、フェライト系ステンレス鋼在中のＴｉおよびＡｌの含有量を厳しく制限することで、Ａｌ２Ｏ３皮膜の生成を防止することが開示されている。これにより、拡散接合性の劣化を抑制することが可能である。
【0004】
しかし、化学成分や拡散接合条件によっては、拡散接合後の耐食性が著しく劣化する場合があり、耐食性を劣化させない拡散接合に適したフェライト系ステンレス鋼材が要望されているという問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】特開２０１６－０８９２２３号公報
【特許文献2】特開２０１１－１５７６１６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
そこで、本発明の目的は、上記問題点を鑑みてなされたものであり、拡散接合性に優れるとともに、拡散接合後の耐食性も劣化しないフェライト系ステンレス鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0007】
以下に、本発明の特徴を列記する。
（Ｉ）質量％で、
Ｃ：０．０６０％以上０．１２０％以下、
Ｓｉ：０．２０％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上１．５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：１５．０％以上１７．５％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、および、
Ｎ：０．０３０％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するステンレス鋼材であって、
下記式（１）で表されるγｐ値が３０．０以上７０．０以下であって、かつ、下記式（２）で表されるΔＧ８００値が－１２．０以下である、フェライト系ステンレス鋼材。
式（１）：γｐ値＝４２０｛Ｃ｝－１１．５｛Ｓｉ｝＋７｛Ｍｎ｝＋２３｛Ｎｉ｝－１１．５｛Ｃｒ｝－１２｛Ｍｏ｝＋９｛Ｃｕ｝－４９｛Ｔｉ｝－４７Ｎｂ－５２｛Ａｌ｝＋４７０｛Ｎ｝＋１８９
式（２）：ΔＧ８００値＝－４１５｛Ｃ｝＋２５７０｛Ｎ｝－１６．４｛Ｓｉ｝＋４６．６｛Ｍｎ｝－１５．０｛Ｃｒ｝＋５９．５｛Ｎｉ｝＋３９．４｛Ｃｕ｝－１１１｛Ａｌ｝＋１８０
ただし、式（１）及び式（２）の右辺中の元素記号は、前記化学組成中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示す。なお、Ｍｏ、Ｃｕ及びＴｉは、前記化学組成中には含有しない元素であるので、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量として０質量％を代入する。
（ＩＩ）前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上０．１％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下、
Ｗ：０．５％以下、
Ｃｏ：０．５％以下、
Ｃａ：０．０３％以下、
Ｍｇ：０．０３％以下、
Ｓｂ：０．５％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、
Ｔａ：０．０３％以下、
Ｈｆ：０．０３％以下、および、
ＲＥＭ：０．２％以下を含む、上記（Ｉ）に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
なお、Ｍｏ、Ｃｕ及びＴｉは、前記化学組成中に含有する場合には、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量を代入し、また、前記化学組成中に含有しない場合には、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量として０質量％を代入する。
（ＩＩＩ）複数の上記（Ｉ）又は（ＩＩ）に記載のフェライト系ステンレス鋼材を、表面同士が接触するように積層した状態で拡散接合により形成された拡散接合体。
（Ｉ）質量％で、
Ｃ：０．０６０％以上０．１２０％以下、
Ｓｉ：０．２０％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上１．５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：１５．０％以上１７．５％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下、および、
Ｎ：０．０３０％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するステンレス鋼材であって、
下記式（１）で表されるγｐ値が３０．０以上７０．０以下であって、かつ、下記式（２）で表されるΔＧ８００値が－１２．０以下である、フェライト系ステンレス鋼材。
式（１）：γｐ値＝４２０｛Ｃ｝－１１．５｛Ｓｉ｝＋７｛Ｍｎ｝＋２３｛Ｎｉ｝－１１．５｛Ｃｒ｝－１２｛Ｍｏ｝＋９｛Ｃｕ｝－４９｛Ｔｉ｝－４７Ｎｂ－５２｛Ａｌ｝＋４７０｛Ｎ｝＋１８９
式（２）：ΔＧ８００値＝－４１５｛Ｃ｝＋２５７０｛Ｎ｝－１６．４｛Ｓｉ｝＋４６．６｛Ｍｎ｝－１５．０｛Ｃｒ｝＋５９．５｛Ｎｉ｝＋３９．４｛Ｃｕ｝－１１１｛Ａｌ｝＋１８０
ただし、式（１）及び式（２）の右辺中の元素記号は、前記化学組成中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示す。なお、Ｍｏ、Ｃｕ及びＴｉは、前記化学組成中には含有しない元素であるので、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量として０質量％を代入する。
（ＩＩ）前記化学組成が、質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上０．１％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下、
Ｗ：０．５％以下、
Ｃｏ：０．５％以下、
Ｃａ：０．０３％以下、
Ｍｇ：０．０３％以下、
Ｓｂ：０．５％以下、
Ｚｒ：０．５％以下、
Ｔａ：０．０３％以下、
Ｈｆ：０．０３％以下、および、
ＲＥＭ：０．２％以下を含む、上記（Ｉ）に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
なお、Ｍｏ、Ｃｕ及びＴｉは、前記化学組成中に含有する場合には、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量を代入し、また、前記化学組成中に含有しない場合には、式（１）の右辺中の｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝及び｛Ｔｉ｝並びに式（２）の右辺中の｛Ｃｕ｝に、それぞれの含有量として０質量％を代入する。
（ＩＩＩ）複数の上記（Ｉ）又は（ＩＩ）に記載のフェライト系ステンレス鋼材を、表面同士が接触するように積層した状態で拡散接合により形成された拡散接合体。
【発明の効果】
【0008】
本発明は、拡散接合性に優れるとともに、拡散接合後の耐食性も劣化しないフェライト系ステンレス鋼材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0009】
【図1】本発明のステンレス鋼材の金属組織を示す図であり、（ａ）は拡散接合時の処理温度（例えば１０００℃）における金属組織を示す図であり、（ｂ）は拡散接合処理を施してから冷却した後における金属組織を示す図である。
【図2】拡散接合後で、耐食性が劣化した従来の金属組織の一例を示している。
【図3】耐食性試験を説明する図であり、（ａ）は耐食性ありとして発明例１を、（ｂ）は耐食性なしとして比較例３を示している。
【図4】発明例１～１４と比較例１～６のγｐ値とΔＧ８００値との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【0010】
以下に、本発明の実施の形態を説明する。なお、以下の説明はこの発明における実施形態の例であって、この特許請求の範囲を限定するものではない。
本発明者らは、課題を解決するために、フェライト系ステンレス鋼材において、拡散接合性、孔食電位、耐食性を改善する添加元素の作用効果について鋭意検討を行い、下記の新しい知見を得て本発明をなすに至った。
本発明者らは、課題を解決するために、フェライト系ステンレス鋼材において、拡散接合性、孔食電位、耐食性を改善する添加元素の作用効果について鋭意検討を行い、下記の新しい知見を得て本発明をなすに至った。
【0011】
本発明のフェライト系ステンレス鋼材（以下、単に「ステンレス鋼材」と記す。）は、Ｃ、Ｃｒを主成分として含有し、金属組織としてはフェライト相を主体とする組織であり、以下に示す化学組成を有している。
さらに、本発明のステンレス鋼材は、拡散接合および溶接される成形品、例えば熱交換器、機械部品、燃料電池部品、家電製品部品、建材、プラント部品、装飾品構成部材などの用途に好適なフェライト系ステンレス鋼材を提供する。フェライト相を有するステンレス鋼材として、熱膨張係数が小さく、特に大型の機械部品、建材、プラント用途に好適である。
さらに、本発明のステンレス鋼材は、拡散接合および溶接される成形品、例えば熱交換器、機械部品、燃料電池部品、家電製品部品、建材、プラント部品、装飾品構成部材などの用途に好適なフェライト系ステンレス鋼材を提供する。フェライト相を有するステンレス鋼材として、熱膨張係数が小さく、特に大型の機械部品、建材、プラント用途に好適である。
【0012】
従来、ステンレス鋼材は、接合率を高めるために高温でオーステナイト相とフェライト相の二相を得るために、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕなどのオーステナイト生成元素を活用する必要がある。しかし、これら金属元素やステンレス鋼材のコストおよび生産性の観点からＣを活用することが最も好ましいが、Ｃｒ炭化物を形成して耐食性が劣化しやすい一面がある。
本発明は、拡散接合の冷却中にＣｒ炭化物が生成されることは避けられないこととした上で、Ｃｒ炭化物が生じてもその周囲にＣｒ欠乏層が生成されるのを防止した。そのために、本発明のステンレス鋼材は、高温でオーステナイト相をフェライト相とＣｒ炭化物に分解させることを知見し、Ｃを積極活用する化学組成にしている。これにより、優れた拡散接合性が得られ、不働態化が容易であり、さらに、拡散接合後も耐食性を劣化させないステンレス鋼材を提供することが可能になった。
以下に、本発明のフェライト系ステンレス鋼材を具体的に説明する。
本発明は、拡散接合の冷却中にＣｒ炭化物が生成されることは避けられないこととした上で、Ｃｒ炭化物が生じてもその周囲にＣｒ欠乏層が生成されるのを防止した。そのために、本発明のステンレス鋼材は、高温でオーステナイト相をフェライト相とＣｒ炭化物に分解させることを知見し、Ｃを積極活用する化学組成にしている。これにより、優れた拡散接合性が得られ、不働態化が容易であり、さらに、拡散接合後も耐食性を劣化させないステンレス鋼材を提供することが可能になった。
以下に、本発明のフェライト系ステンレス鋼材を具体的に説明する。
【0013】
（化学組成）
以下に、各必須添加元素の限定理由について説明する。なお、以下の化学組成の各成分の説明では、「質量％」を単に「％」として示している。
以下に、各必須添加元素の限定理由について説明する。なお、以下の化学組成の各成分の説明では、「質量％」を単に「％」として示している。
【0014】
（Ｃ：０．０６０％以上０．１２０％以下）
Ｃ（炭素）は、オーステナイト生成元素であり、拡散接合温度でオーステナイト相を得るために有効である。ただし、拡散接合法における熱処理の冷却中に、Ｃｒ炭化物を形成し、鋭敏化を生じない場合でも耐食性を劣化させる要因となるためＣ含有量の上限は、０．１２０％とする。
拡散接合温度でオーステナイト相を安定化させる上、適切に活用することでＣｒ炭化物を高温で析出させ、その周囲でのＣｒ欠乏を抑制することに活用できる。その効果を得るために、Ｃ含有量は０．０６０％以上の添加が必要である。好ましくは０．０７５％以上、０．０９５％未満である。
なお、Ｃｒ炭化物と特に記載した場合は別として、Ｃｒ２３Ｃ６、Ｃｒ３Ｃ２等の量比にかかわらずＣｒとＣの化合物のすべてを含んでいる。また、炭化物とは、Ｃと金属元素１種以上が結合して形成されたものであり、ＣとＮと金属元素とが結合した炭窒化物も含まれる。
Ｃ（炭素）は、オーステナイト生成元素であり、拡散接合温度でオーステナイト相を得るために有効である。ただし、拡散接合法における熱処理の冷却中に、Ｃｒ炭化物を形成し、鋭敏化を生じない場合でも耐食性を劣化させる要因となるためＣ含有量の上限は、０．１２０％とする。
拡散接合温度でオーステナイト相を安定化させる上、適切に活用することでＣｒ炭化物を高温で析出させ、その周囲でのＣｒ欠乏を抑制することに活用できる。その効果を得るために、Ｃ含有量は０．０６０％以上の添加が必要である。好ましくは０．０７５％以上、０．０９５％未満である。
なお、Ｃｒ炭化物と特に記載した場合は別として、Ｃｒ２３Ｃ６、Ｃｒ３Ｃ２等の量比にかかわらずＣｒとＣの化合物のすべてを含んでいる。また、炭化物とは、Ｃと金属元素１種以上が結合して形成されたものであり、ＣとＮと金属元素とが結合した炭窒化物も含まれる。
【0015】
（Ｓｉ：０．２０％以上１．００％以下）
Ｓｉ（シリコン）は、フェライト生成元素であり、ステンレス鋼材の製造工程での脱酸剤として有効な元素である。また、フェライト相に多く固溶し、フェライト相の強度を上昇させる作用を有する。同じく脱酸剤として利用されるＡｌに比べて、拡散接合雰囲気での皮膜形成とそれによる接合性低下を起こしにくいため、本発明の主要な脱酸材であり、Ｓｉ含有量は０．２０％以上添加する。ただし、過剰な添加はステンレス鋼材を硬質化させ加工性を低下させること、拡散接合法における処理中にＳｉ酸化皮膜を形成し、接合性の低下を招くことから、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする、好ましくは０．８０％以下とする。
Ｓｉ（シリコン）は、フェライト生成元素であり、ステンレス鋼材の製造工程での脱酸剤として有効な元素である。また、フェライト相に多く固溶し、フェライト相の強度を上昇させる作用を有する。同じく脱酸剤として利用されるＡｌに比べて、拡散接合雰囲気での皮膜形成とそれによる接合性低下を起こしにくいため、本発明の主要な脱酸材であり、Ｓｉ含有量は０．２０％以上添加する。ただし、過剰な添加はステンレス鋼材を硬質化させ加工性を低下させること、拡散接合法における処理中にＳｉ酸化皮膜を形成し、接合性の低下を招くことから、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする、好ましくは０．８０％以下とする。
【0016】
（Ｍｎ：０．０１％以上１．５０％以下）
Ｍｎ（マンガン）は、オーステナイト生成元素であり、拡散接合実施時の処理温度でオーステナイト相をフェライト相と共存させることができる。その効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上添加する。しかし、過剰なＭｎの添加は耐食性劣化の原因となること、拡散接合法の処理中にＭｎ酸化皮膜を形成し接合性の低下を招くことから、Ｍｎ含有量は１．５０％以下、好ましくは１．００％以下とする。
Ｍｎ（マンガン）は、オーステナイト生成元素であり、拡散接合実施時の処理温度でオーステナイト相をフェライト相と共存させることができる。その効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上添加する。しかし、過剰なＭｎの添加は耐食性劣化の原因となること、拡散接合法の処理中にＭｎ酸化皮膜を形成し接合性の低下を招くことから、Ｍｎ含有量は１．５０％以下、好ましくは１．００％以下とする。
【0017】
（Ｐ：０．０４０％以下）
Ｐ（リン）は、固溶強化に寄与する元素である一方で、耐食性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量は、低いほど好ましい。したがって、Ｐ含有量は、ステンレス鋼材の耐食性、靭性を劣化させるため０.０４０％以下に制限される、好ましく０．０３５％以下にする。
Ｐ（リン）は、固溶強化に寄与する元素である一方で、耐食性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量は、低いほど好ましい。したがって、Ｐ含有量は、ステンレス鋼材の耐食性、靭性を劣化させるため０.０４０％以下に制限される、好ましく０．０３５％以下にする。
【0018】
（Ｓ：０．０１５％以下）
Ｓ（硫黄）は、孔食の起点となりやすいＭｎＳを形成して耐食性を阻害する元素である。また、オーステナイト相の粒界にＳが偏析した場合、熱間加工性が低下する。そのため、Ｓ含有量は、低いほど好ましい。したがって、Ｓ含有量は、０．０１５％以下にする、好ましく０．０１０％以下にする。
Ｓ（硫黄）は、孔食の起点となりやすいＭｎＳを形成して耐食性を阻害する元素である。また、オーステナイト相の粒界にＳが偏析した場合、熱間加工性が低下する。そのため、Ｓ含有量は、低いほど好ましい。したがって、Ｓ含有量は、０．０１５％以下にする、好ましく０．０１０％以下にする。
【0019】
（Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下）
Ｎｉ（ニッケル）は、強力なオーステナイト生成元素であり、拡散接合実施時の処理温度でオーステナイト相を存在させる上で有効である。ただし、高価な元素であること、過剰に添加すると低温域までオーステナイト相が安定的に存在し、比較的低温でＣｒ炭化物が析出し粒界でのＣｒ欠乏の原因ともなることから、Ｎｉ含有量は０．０１％以上１．００％以下の範囲、好ましくは０．０１％以上０．８０％以下の範囲とする。
Ｎｉ（ニッケル）は、強力なオーステナイト生成元素であり、拡散接合実施時の処理温度でオーステナイト相を存在させる上で有効である。ただし、高価な元素であること、過剰に添加すると低温域までオーステナイト相が安定的に存在し、比較的低温でＣｒ炭化物が析出し粒界でのＣｒ欠乏の原因ともなることから、Ｎｉ含有量は０．０１％以上１．００％以下の範囲、好ましくは０．０１％以上０．８０％以下の範囲とする。
【0020】
（Ｃｒ：１５．０％以上１７．５％以下）
Ｃｒ（クロム）は、強力なフェライト生成元素であり、不働態皮膜の主要構成元素であり、孔食や隙間腐食などの局部腐食に対する抵抗力の増大をもたらす。熱交換器、燃料電池部品、建材、プラント部品等で一般的にフェライト系ステンレス鋼材に期待される耐食性を得るため、１５．０％以上、好ましくは１６．０％以上のＣｒ含有量とする。ただし、Ｃｒ含有量が多くなると高温でオーステナイト相を得るためＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕなどのオーステナイト生成元素を多く必要とするため機械的性質の低下を招き、かつコストを増大させる要因となる。本発明ではＣｒ含有量を１７．５％以下、好ましくは１７．０％以下とする。
Ｃｒ（クロム）は、強力なフェライト生成元素であり、不働態皮膜の主要構成元素であり、孔食や隙間腐食などの局部腐食に対する抵抗力の増大をもたらす。熱交換器、燃料電池部品、建材、プラント部品等で一般的にフェライト系ステンレス鋼材に期待される耐食性を得るため、１５．０％以上、好ましくは１６．０％以上のＣｒ含有量とする。ただし、Ｃｒ含有量が多くなると高温でオーステナイト相を得るためＣ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕなどのオーステナイト生成元素を多く必要とするため機械的性質の低下を招き、かつコストを増大させる要因となる。本発明ではＣｒ含有量を１７．５％以下、好ましくは１７．０％以下とする。
【0021】
（Ａｌ：０．００１％以上０．１０％以下）
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸剤として有効な元素であり必要に応じて添加することができるが、拡散接合法の処理中にステンレス鋼表面にＡｌ酸化皮膜を形成して拡散接合性の低下を招くことから０．１０％以下、好ましくは０．０３％以下とする。なお、ステンレス鋼材の製造工程における生産の安定性から、少なくとも０．０００１％以上とする。
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸剤として有効な元素であり必要に応じて添加することができるが、拡散接合法の処理中にステンレス鋼表面にＡｌ酸化皮膜を形成して拡散接合性の低下を招くことから０．１０％以下、好ましくは０．０３％以下とする。なお、ステンレス鋼材の製造工程における生産の安定性から、少なくとも０．０００１％以上とする。
【0022】
（Ｎ：０．０３０％以下）
Ｎ（窒素）は、Ｃと同様に、オーステナイト生成元素であり、金属組織中のオーステナイト相の体積率を大きくする作用を有する。また、Ｎの含有量が多いと、拡散接合時の処理温度からの冷却中にＣｒ窒化物の生成を招き、フェライト相にＣｒ欠乏層を形成して粒界腐食を引き起こす要因となることがある。また、一定量以上のＮを添加しても、フェライト相とマルテンサイト相等の体積率や機械的強度へ寄与する程度が飽和することに加えて、形成されたＣｒ窒化物の増加により機械加工性の低下を招くようになる。さらに、Ｃｒ窒化物はＣｒ炭化物よりも低温で生じるため、高温で析出させることでＣｒ欠乏を回復することが難しいことから、Ｎ含有量は０.０３％以下に制限される、好ましく０．０２％以下にする。
Ｎ（窒素）は、Ｃと同様に、オーステナイト生成元素であり、金属組織中のオーステナイト相の体積率を大きくする作用を有する。また、Ｎの含有量が多いと、拡散接合時の処理温度からの冷却中にＣｒ窒化物の生成を招き、フェライト相にＣｒ欠乏層を形成して粒界腐食を引き起こす要因となることがある。また、一定量以上のＮを添加しても、フェライト相とマルテンサイト相等の体積率や機械的強度へ寄与する程度が飽和することに加えて、形成されたＣｒ窒化物の増加により機械加工性の低下を招くようになる。さらに、Ｃｒ窒化物はＣｒ炭化物よりも低温で生じるため、高温で析出させることでＣｒ欠乏を回復することが難しいことから、Ｎ含有量は０.０３％以下に制限される、好ましく０．０２％以下にする。
【0023】
次に、各任意添加元素の限定理由について説明する。
【0024】
（Ｃｕ：０．０１％以上２．０％以下）
Ｃｕ（銅）は、オーステナイト生成元素であり拡散接合時の処理温度でのオーステナイト相の存在量を確保するために有効である。このためＣｕは、必要に応じて任意に添加することができる。その場合、さらにＳｎとの複合添加によって拡散接合性の向上効果がある。これは拡散接合の途中工程において一時的に低融点化合物であるＣｕＳｎ相が微細析出し、液相状態となって拡散接合性を高めるためであると考えられる。ＣｕＳｎ相はその後拡散して接合後の組織、特性への影響は及ぼさない。これら効果を得るために、Ｃｕ含有量は０.０１％以上、多くとも０．２％以上にする。ただし多量のＣｕ含有はεＣｕ相の析出を招き耐食性低下の要因となる。Ｃｕを添加する場合は２．０％以下、好ましくは１．５％以下の範囲とする。
Ｃｕ（銅）は、オーステナイト生成元素であり拡散接合時の処理温度でのオーステナイト相の存在量を確保するために有効である。このためＣｕは、必要に応じて任意に添加することができる。その場合、さらにＳｎとの複合添加によって拡散接合性の向上効果がある。これは拡散接合の途中工程において一時的に低融点化合物であるＣｕＳｎ相が微細析出し、液相状態となって拡散接合性を高めるためであると考えられる。ＣｕＳｎ相はその後拡散して接合後の組織、特性への影響は及ぼさない。これら効果を得るために、Ｃｕ含有量は０.０１％以上、多くとも０．２％以上にする。ただし多量のＣｕ含有はεＣｕ相の析出を招き耐食性低下の要因となる。Ｃｕを添加する場合は２．０％以下、好ましくは１．５％以下の範囲とする。
【0025】
（Ｓｎ：０．００１％以上０．１％以下）
ＳｎはＣｕとの複合添加によって拡散接合性の向上に効果があり、必要に応じて添加することができる。これは拡散接合の途中工程において一時的に低融点化合物であるＣｕＳｎ相が微細析出し、液相状態となって拡散接合性を高めるためであると考えられる。ＣｕＳｎ相はその後拡散して接合後の組織、特性への影響は及ぼさない。これら効果を得るためには０.００１％以上のＳｎ含有量を確保する。ただし多量のＳｎの添加は熱間加工性の低下を招くことから、Ｓｎ含有量を０．１％以下とする。
ＳｎはＣｕとの複合添加によって拡散接合性の向上に効果があり、必要に応じて添加することができる。これは拡散接合の途中工程において一時的に低融点化合物であるＣｕＳｎ相が微細析出し、液相状態となって拡散接合性を高めるためであると考えられる。ＣｕＳｎ相はその後拡散して接合後の組織、特性への影響は及ぼさない。これら効果を得るためには０.００１％以上のＳｎ含有量を確保する。ただし多量のＳｎの添加は熱間加工性の低下を招くことから、Ｓｎ含有量を０．１％以下とする。
【0026】
（Ｍｏ：１．０％以下）
Ｍｏ（モリブデン）は、フェライト生成元素であり、Ｃｒとともに引張強度を低下させることなく耐食性を向上させる作用を有する。他方、Ｍｏが過多であると、機械加工性の低下を招くことがある。したがって、Ｍｏ含有量は、１．０％以下にする、好ましく０．５％以下にする。
Ｍｏ（モリブデン）は、フェライト生成元素であり、Ｃｒとともに引張強度を低下させることなく耐食性を向上させる作用を有する。他方、Ｍｏが過多であると、機械加工性の低下を招くことがある。したがって、Ｍｏ含有量は、１．０％以下にする、好ましく０．５％以下にする。
【0027】
（Ｎｂ：０．２％以下）
Ｎｂ（ニオブ）は、結晶粒の粗大化を抑制する作用があり、必要に応じて添加しても良い。ただし、Ｃと結合してＮｂＣを形成して固溶Ｃを低減させるため、高温でのオーステナイト相の量を減らし、ＮｂＣとして存在するＣ分として概ね１２／９２．９×Ｎｂ質量％のＣ分だけΔＧ８００値の変動要因となることからその０．２％を上限、好ましくは０．１％以下とする。
Ｎｂ（ニオブ）は、結晶粒の粗大化を抑制する作用があり、必要に応じて添加しても良い。ただし、Ｃと結合してＮｂＣを形成して固溶Ｃを低減させるため、高温でのオーステナイト相の量を減らし、ＮｂＣとして存在するＣ分として概ね１２／９２．９×Ｎｂ質量％のＣ分だけΔＧ８００値の変動要因となることからその０．２％を上限、好ましくは０．１％以下とする。
【0028】
（Ｔｉ：０．１％以下）
Ｔｉ（チタン）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成するため、固溶Ｎを減らす狙いで必要に応じて拡散接合中にステンレス鋼表面にＴｉ酸化皮膜を形成して拡散接合性の低下を招くことから０．１％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
Ｔｉ（チタン）は、Ｎと結合してＴｉＮを形成するため、固溶Ｎを減らす狙いで必要に応じて拡散接合中にステンレス鋼表面にＴｉ酸化皮膜を形成して拡散接合性の低下を招くことから０．１％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
【0029】
（Ｖ：０．５％以下）
Ｖ（バナジウム）は、Ｃｒとともに引張強度、機械加工性を低下させることなく耐食性を向上させる作用を有する。また、固溶しているＣを炭化物として固定することにより、機械加工性の向上に寄与する元素である。他方、多過ぎると、ステンレス鋼材を硬化させ製造性の低下を招くことがある。したがって、Ｖ含有量は、０．５％以下にする、好ましく０．３％以下にする。
Ｖ（バナジウム）は、Ｃｒとともに引張強度、機械加工性を低下させることなく耐食性を向上させる作用を有する。また、固溶しているＣを炭化物として固定することにより、機械加工性の向上に寄与する元素である。他方、多過ぎると、ステンレス鋼材を硬化させ製造性の低下を招くことがある。したがって、Ｖ含有量は、０．５％以下にする、好ましく０．３％以下にする。
【0030】
（Ｂ：０．０００１％以上０．０１％以下）
Ｂ（ボロン）は、微量の添加で高温での粒界強度を向上させ、熱間加工性の向上等に有効である。このため本発明では必要に応じてＢを添加することができる。その作用を十分に得るには０.０００１％以上のＢ含有量を確保することが効果的である。しかし過剰のＢ添加は硼化物の形成を招き、却って高温での変形能を低下させる要因となる。Ｂ含有量は０.０１％以下に制限される。
Ｂ（ボロン）は、微量の添加で高温での粒界強度を向上させ、熱間加工性の向上等に有効である。このため本発明では必要に応じてＢを添加することができる。その作用を十分に得るには０.０００１％以上のＢ含有量を確保することが効果的である。しかし過剰のＢ添加は硼化物の形成を招き、却って高温での変形能を低下させる要因となる。Ｂ含有量は０.０１％以下に制限される。
【0031】
（Ｗ：０．５％以下）
Ｗ（タングステン）は、ステンレス鋼材の耐熱性を向上させる元素である。Ｗ含有量が多すぎると、製造コストの上昇につながる。そのため、Ｗ含有量の上限は、０．５％、好ましくは０．３％にする。一方、Ｗ含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．０５％である。
Ｗ（タングステン）は、ステンレス鋼材の耐熱性を向上させる元素である。Ｗ含有量が多すぎると、製造コストの上昇につながる。そのため、Ｗ含有量の上限は、０．５％、好ましくは０．３％にする。一方、Ｗ含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．０５％である。
【0032】
（Ｃｏ：０．５％以下）
Ｃｏは、ステンレス鋼材の高温強度を向上させる元素である。Ｃｏ含有量が多すぎると、製造コストの上昇につながる。そのため、Ｃｏの含有量の上限は、０．５％、好ましくは０．３％にする。一方、Ｃｏ含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．０５％である。
Ｃｏは、ステンレス鋼材の高温強度を向上させる元素である。Ｃｏ含有量が多すぎると、製造コストの上昇につながる。そのため、Ｃｏの含有量の上限は、０．５％、好ましくは０．３％にする。一方、Ｃｏ含有量の下限は、特に限定されないが、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．０５％である。
【0033】
（Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下）
その他、Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）は、いずれも脱酸作用を有する元素であり、必要に応じて、０．０３％以下で添加して良い。
その他、Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）は、いずれも脱酸作用を有する元素であり、必要に応じて、０．０３％以下で添加して良い。
【0034】
（Ｓｂ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｔａ：０．０３％以下、Ｈｆ：０．０３％以下、ＲＥＭ：０．２％以下）
Ｓｂ（アンチモン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｈｆ（ハフニウム）およびＲＥＭ（希土類）はいずれも、熱間加工性を改善すると共に、耐酸化性にも有効な元素である。必要に応じて、０．５％以下のＳｂ、０．５％以下のＺｒ、０．０３％以下のＴａ、０．０３％以下のＨｆ、および０．２％以下のＲＥＭ で添加して良い。なお、ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｓｍ等のランタノイド系列、アクチノイド系列の希土類金属及びこれらの複合した金属を示している。
Ｓｂ（アンチモン）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｔａ（タンタル）、Ｈｆ（ハフニウム）およびＲＥＭ（希土類）はいずれも、熱間加工性を改善すると共に、耐酸化性にも有効な元素である。必要に応じて、０．５％以下のＳｂ、０．５％以下のＺｒ、０．０３％以下のＴａ、０．０３％以下のＨｆ、および０．２％以下のＲＥＭ で添加して良い。なお、ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｓｍ等のランタノイド系列、アクチノイド系列の希土類金属及びこれらの複合した金属を示している。
【0035】
（残部はＦｅおよび不可避的不純物）
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えばＡｓなどが挙げられるが、ここで不可避的不純物とは、ステンレス鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えばＡｓなどが挙げられるが、ここで不可避的不純物とは、ステンレス鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【0036】
（金属組織）
図１は、本発明のステンレス鋼材の金属組織を示す図であり、（ａ）は拡散接合時の処理温度（例えば１０００℃）における金属組織を示す図であり、（ｂ）は拡散接合処理を施してから冷却した後における金属組織を示す図である。
従来、ステンレス鋼材は、接合率を高めるために高温でオーステナイト相とフェライト相の二相にして、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕなどのオーステナイト生成元素を活用している。本発明のステンレス鋼材は、拡散接合処理をする高温域でＣｒ濃度が相対的に高いフェライト相と、Ｃｒ濃度が相対的に低くかつＣ濃度が相対的に高いオーステナイト相との二相が適正な面積割合になるように調整する。
図１は、本発明のステンレス鋼材の金属組織を示す図であり、（ａ）は拡散接合時の処理温度（例えば１０００℃）における金属組織を示す図であり、（ｂ）は拡散接合処理を施してから冷却した後における金属組織を示す図である。
従来、ステンレス鋼材は、接合率を高めるために高温でオーステナイト相とフェライト相の二相にして、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕなどのオーステナイト生成元素を活用している。本発明のステンレス鋼材は、拡散接合処理をする高温域でＣｒ濃度が相対的に高いフェライト相と、Ｃｒ濃度が相対的に低くかつＣ濃度が相対的に高いオーステナイト相との二相が適正な面積割合になるように調整する。
【0037】
オーステナイト相は冷却中に一部あるいは全てがフェライト相とＣｒ炭化物に分解する。冷却中に６００～７００℃の温度域を通過する際にオーステナイト相が残存するとその温度で新たに粒界にＣｒ炭化物が析出した際にＣｒ欠乏が起こり、耐食性が著しく低下する。一方、７００℃以上の比較的高温域で分解が進むと拡散速度が速くＣｒ炭化物の周囲のＣｒ欠乏、それに伴う耐食性低下が生じにくい。そのようにオーステナイト相とが分解してできた組織が図１（ｂ）であり、本発明は成分設計により安定的にこのような組織制御することを狙ったものである。
本発明のステンレス鋼材は、温度域６００～７００℃の範囲を通過する際には、オーステナイト相を無くすために、高温域でオーステナイト相がフェライト相とＣｒ炭化物に変態させる駆動力を、化学組成から導き出される自由エネルギーＧ（英語:Gibbs free energy：「ギブズの自由エネルギー」を表している。）で制御している。これにより、本発明のステンレス鋼材は、優れた拡散接合性が得られ、さらに、接合後に耐食性を低下させないフェライト系ステンレス鋼材を提供することが可能になった。
本発明のステンレス鋼材は、温度域６００～７００℃の範囲を通過する際には、オーステナイト相を無くすために、高温域でオーステナイト相がフェライト相とＣｒ炭化物に変態させる駆動力を、化学組成から導き出される自由エネルギーＧ（英語:Gibbs free energy：「ギブズの自由エネルギー」を表している。）で制御している。これにより、本発明のステンレス鋼材は、優れた拡散接合性が得られ、さらに、接合後に耐食性を低下させないフェライト系ステンレス鋼材を提供することが可能になった。
【0038】
（γｐ値）
本発明のステンレス鋼材は、拡散接合法及び溶接法の実施可能な温度領域でのオーステナイト相の金属組織中における体積量をγｐ値として制御し、かつ、常温におけるフェライト相における炭化物相の析出状態を制御している。
なお、それぞれの金属組織において、オーステナイト相、フェライト相、マルテンサイト相、炭化物相が、本発明のステンレス鋼材の効果を阻害しない程度に含まれることを許容している。
本発明のステンレス鋼材は、拡散接合法及び溶接法の実施可能な温度領域でのオーステナイト相の金属組織中における体積量をγｐ値として制御し、かつ、常温におけるフェライト相における炭化物相の析出状態を制御している。
なお、それぞれの金属組織において、オーステナイト相、フェライト相、マルテンサイト相、炭化物相が、本発明のステンレス鋼材の効果を阻害しない程度に含まれることを許容している。
【0039】
発明者らは、オーステナイト相のγｐ値に及ぼす影響力の大きい金属元素のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎの含有量を変動させたステンレス鋼材を作製し、さらに、溶融する温度を考慮に入れて、γｐ値を導き出す下記式（１）を作成した。
式（１）：γｐ値＝４２０｛Ｃ｝－１１．５｛Ｓｉ｝＋７｛Ｍｎ｝＋２３｛Ｎｉ｝－１１．５｛Ｃｒ｝－１２｛Ｍｏ｝＋９｛Ｃｕ｝－４９｛Ｔｉ｝－４７｛Ｎｂ｝－５２｛Ａｌ｝＋４７０｛Ｎ｝＋１８９
ただし、式（１）の右辺中の元素記号は、前記化学組成中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。式（１）の右辺中のＭｏ、Ｃｕ、ＮｂおよびＴｉは、含まれない場合は、｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝および｛Ｔｉ｝は、０質量％を代入する。
式（１）：γｐ値＝４２０｛Ｃ｝－１１．５｛Ｓｉ｝＋７｛Ｍｎ｝＋２３｛Ｎｉ｝－１１．５｛Ｃｒ｝－１２｛Ｍｏ｝＋９｛Ｃｕ｝－４９｛Ｔｉ｝－４７｛Ｎｂ｝－５２｛Ａｌ｝＋４７０｛Ｎ｝＋１８９
ただし、式（１）の右辺中の元素記号は、前記化学組成中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。式（１）の右辺中のＭｏ、Ｃｕ、ＮｂおよびＴｉは、含まれない場合は、｛Ｍｏ｝、｛Ｃｕ｝、｛Ｎｂ｝および｛Ｔｉ｝は、０質量％を代入する。
【0040】
ここで、γｐ値は、１１００℃程度に加熱保持した場合に生成するオーステナイト相の体積量（体積％）を表す指標である。γｐ値が１００以上の場合はオーステナイト相単相となる鋼種であるとみなすことができ、γｐ値が０以下の場合はフェライト相単相となる鋼種であるとみなすことができる。
したがって、各必須添加元素、任意添加元素が、それぞれＦｅ中でオーステナイト相を形成する作用を有するオーステナイト形成元素であれば、正（＋）の符号と、その作用の強度によって係数が決定される。または、各必須添加元素、任意添加元素が、フェライト相を形成する作用を有するフェライト形成元素であれば、負（－）の符号と、その作用の強度によって係数が決定される。
本発明のステンレス鋼材は、γｐ値が３０以上７０以下であると、拡散接合が進行する温度域でオーステナイト相とフェライト相の二相となり、この金属組織が互いに高温下での結晶粒成長を抑制するため、微細結晶組織を得るのに有効である。γｐ値が３５以上６５以下であるとさらに好ましい。
また、本発明のステンレス鋼材は、オーステナイト相とフェライト相の平均結晶粒径は２０μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下にする。これにより、オーステナイト相とフェライト相のγｐ値の制御を容易にすることができる。ただし、平均結晶粒径は５μｍ以上とする。ステンレス鋼材を５μｍ未満にすると生産性が低下する。
したがって、各必須添加元素、任意添加元素が、それぞれＦｅ中でオーステナイト相を形成する作用を有するオーステナイト形成元素であれば、正（＋）の符号と、その作用の強度によって係数が決定される。または、各必須添加元素、任意添加元素が、フェライト相を形成する作用を有するフェライト形成元素であれば、負（－）の符号と、その作用の強度によって係数が決定される。
本発明のステンレス鋼材は、γｐ値が３０以上７０以下であると、拡散接合が進行する温度域でオーステナイト相とフェライト相の二相となり、この金属組織が互いに高温下での結晶粒成長を抑制するため、微細結晶組織を得るのに有効である。γｐ値が３５以上６５以下であるとさらに好ましい。
また、本発明のステンレス鋼材は、オーステナイト相とフェライト相の平均結晶粒径は２０μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下にする。これにより、オーステナイト相とフェライト相のγｐ値の制御を容易にすることができる。ただし、平均結晶粒径は５μｍ以上とする。ステンレス鋼材を５μｍ未満にすると生産性が低下する。
【0041】
γｐ値が、３０未満の場合はオーステナイト相が少なく、ピン止め効果が不十分となりフェライト相の粒径が粗大化する。γｐ値が、７０超の場合はフェライト相が少なくピン止め効果が不十分となりオーステナイト相が粗大化し、粒界すべりが抑制され、拡散接合性が低下することを把握した。
なお、従来の拡散接合用のフェライト系ステンレス鋼材における金属組織の制御では、オーステナイト相のγｐ値量が１０～９０、すなわち第二相が１０％存在すれば結晶粒径を微細制御できるとみなしている。しかし、本発明のステンレス鋼材では３５％の第二相が必要となった。従来の拡散接合用のフェライト系ステンレス鋼材では拡散接合前の段階で複相組織化し、結晶粒径を２０μｍ以下としているが、本発明では加工性にも優れる通常の焼鈍組織を対象としていることから、同じように、粒径制御のためには従来の拡散接合用のフェライト系ステンレス鋼材よりも多くの第二相を必要としている。
なお、従来の拡散接合用のフェライト系ステンレス鋼材における金属組織の制御では、オーステナイト相のγｐ値量が１０～９０、すなわち第二相が１０％存在すれば結晶粒径を微細制御できるとみなしている。しかし、本発明のステンレス鋼材では３５％の第二相が必要となった。従来の拡散接合用のフェライト系ステンレス鋼材では拡散接合前の段階で複相組織化し、結晶粒径を２０μｍ以下としているが、本発明では加工性にも優れる通常の焼鈍組織を対象としていることから、同じように、粒径制御のためには従来の拡散接合用のフェライト系ステンレス鋼材よりも多くの第二相を必要としている。
【0042】
（ΔＧ８００値）
さらに、本発明のステンレス鋼材は、拡散接合後の耐食性を得るために、下記式（２）で表されるΔＧ８００値を調整し、ΔＧ８００値が－１２．０以下にすることで、Ｃｒ炭化物が析出する金属粗組織を制御して、Ｃｒ欠乏層の発生を抑えることができる。
式（２）は、以下のステップ（ｉ）、（ｉｉ）、（ｉｉｉ）により作成した。
ステップ（ｉ）：ステンレス鋼材の化学組成から、１０００℃において存在するオーステナイト相とフェライト相における化学組成を計算する。
ステップ（ｉｉ）：計算したオーステナイト相の化学組成のまま、８００℃になった時の自由エネルギーＧγを計算する。次に、計算したオーステナイト相の化学組成で、フェライト相とＣｒ炭化物に変態した時の８００℃における自由エネルギーＧαを計算する。次に、由エネルギーＧαから自由エネルギーＧγを引くことで、ΔＧ８００値を計算する。
ステップ（ｉｉｉ）：次に、化学組成の値を変えて、ステップ（ｉ）、ステップ（ｉｉ）の計算を行い、化学組成とΔＧ８００値の関係を整理し、成分回帰式にまとめることで、式（２）を作成する。
式（２）：ΔＧ８００値＝－４１５｛Ｃ｝＋２５７０｛Ｎ｝－１６．４｛Ｓｉ｝＋４６．６｛Ｍｎ｝－１５．０｛Ｃｒ｝＋５９．５｛Ｎｉ｝＋３９．４｛Ｃｕ｝－１１１｛Ａｌ｝＋１８０
ただし、式（２）の右辺中の元素記号は、前記化学組成中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。また、式（２）の右辺中のＣｕを含まない場合は、｛Ｃｕ｝に０質量％を代入する。
式（２）は、各必須添加元素、任意添加元素が、それぞれＦｅ中で、Ｃｒ炭化物の形成を促進する元素であれば、負（－）の符号と、その作用の強度によって係数が決定される。また、各必須添加元素、任意添加元素が、Ｃｒ炭化物の形成を抑制する元素であれば、正（＋）の符号と、その作用の強度によって係数が決定される。
さらに、本発明のステンレス鋼材は、拡散接合後の耐食性を得るために、下記式（２）で表されるΔＧ８００値を調整し、ΔＧ８００値が－１２．０以下にすることで、Ｃｒ炭化物が析出する金属粗組織を制御して、Ｃｒ欠乏層の発生を抑えることができる。
式（２）は、以下のステップ（ｉ）、（ｉｉ）、（ｉｉｉ）により作成した。
ステップ（ｉ）：ステンレス鋼材の化学組成から、１０００℃において存在するオーステナイト相とフェライト相における化学組成を計算する。
ステップ（ｉｉ）：計算したオーステナイト相の化学組成のまま、８００℃になった時の自由エネルギーＧγを計算する。次に、計算したオーステナイト相の化学組成で、フェライト相とＣｒ炭化物に変態した時の８００℃における自由エネルギーＧαを計算する。次に、由エネルギーＧαから自由エネルギーＧγを引くことで、ΔＧ８００値を計算する。
ステップ（ｉｉｉ）：次に、化学組成の値を変えて、ステップ（ｉ）、ステップ（ｉｉ）の計算を行い、化学組成とΔＧ８００値の関係を整理し、成分回帰式にまとめることで、式（２）を作成する。
式（２）：ΔＧ８００値＝－４１５｛Ｃ｝＋２５７０｛Ｎ｝－１６．４｛Ｓｉ｝＋４６．６｛Ｍｎ｝－１５．０｛Ｃｒ｝＋５９．５｛Ｎｉ｝＋３９．４｛Ｃｕ｝－１１１｛Ａｌ｝＋１８０
ただし、式（２）の右辺中の元素記号は、前記化学組成中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。また、式（２）の右辺中のＣｕを含まない場合は、｛Ｃｕ｝に０質量％を代入する。
式（２）は、各必須添加元素、任意添加元素が、それぞれＦｅ中で、Ｃｒ炭化物の形成を促進する元素であれば、負（－）の符号と、その作用の強度によって係数が決定される。また、各必須添加元素、任意添加元素が、Ｃｒ炭化物の形成を抑制する元素であれば、正（＋）の符号と、その作用の強度によって係数が決定される。
【0043】
発明者は、本発明の化学組成を有するステンレス鋼材において、８００℃におけるオーステナイト相とフェライト相とＣｒ炭化物の自由エネルギーに及ぼす成分の影響について検討し、金属組織を制御することができるΔＧ８００値を見出した。ΔＧ８００値は、平均組成から高温でフェライト相とオーステナイト相の二相となった際の、オーステナイト相中の成分分配まで考慮した８００℃でのオーステナイト相の化学組成における自由エネルギーと、フェライト相とＣｒ炭化物の化学組成における自由エネルギーの差を表している。ΔＧ８００値は、自由エネルギーの変化が負であれば自発的に化学反応が起こるが、その値が大きいほど、化学反応が激しくなる。
【0044】
拡散接合温度ではオーステナイト相とフェライト相に二相組織のステンレス鋼材が、冷却中にオーステナイト相はフェライト相とＣｒ炭化物（主に、Ｃｒ２３Ｃ６から構成されている。）に変態する。自由エネルギー的には温度が低いほどフェライト相とＣｒ炭化物が安定であるが、温度が低いほど拡散速度が遅くなる。概ね７００℃以下までオーステナイト相が存在し、その温度域でフェライト相とＣｒ炭化物への変態が起こる場合は、拡散速度が速い結晶粒界でＣｒ炭化物が多く析出し、その周囲でＣｒ欠乏が生じ、耐食性が低下する。図２は、拡散接合後で、耐食性が劣化した従来の金属組織の一例を示している。
【0045】
一方、８００℃程度で自由エネルギーが、フェライト相とＣｒ炭化物が安定になるような化学組成を調整し、ΔＧ８００値の制御を行うと、７００℃まで冷却された時点でオーステナイト相が存在しなくなり、したがって結晶粒界でのＣｒ炭化物析出とそれに伴うＣｒ欠乏を回避できることもわかった。８００℃程度でＣｒ炭化物は析出するものの、その温度では拡散速度が速いこともあってその周囲でのＣｒ欠乏も生じないことから良好な耐食性が得られる。
【0046】
したがって、８００℃でのオーステナイト相の化学組成における自由エネルギーと、フェライト相とＣｒ炭化物の化学組成における自由エネルギーの差を表しているΔＧ８００値が－１２．０以下であれば８００℃の高温でオーステナイト相がフェライト相とＣｒ炭化物に自然に変態し、良好な耐食性が得られる。好ましくは－２０以下とする。なお、ΔＧ８００値の下限値は、特に限定されないが、ΔＧ８００値が小さくなるにしたがいＣの含有量が大きくなることから、Ｃの上限値として限定される。ただし、ΔＧ８００値の下限値は、－６０以上であることが好ましい。
【0047】
図１（ｂ）に示すように、本発明のステンレス鋼材では、高温領域でオーステナイト相であった結晶粒は、マルテンサイト変態ではなく、フェライト相とＣｒ炭化物に変態させている。このときに、オーステナイト相の結晶粒内のＣは、結晶粒界に拡散することなく、結晶粒内でＣｒ炭化物を形成することで、Ｃｒ欠乏層の形成を抑制している。これにより、腐食環境に対して鋭敏化することなく、拡散接合等の熱処理の影響を受けない従来のフェライト系ステンレス鋼材と同等の耐食性を得ることができる。
【0048】
（ステンレス鋼材の製造方法）
本発明のステンレス鋼材の製造方法を以下に説明する。
フェライト系ステンレス鋼材の一般的な製造工程でよい。連続鋳造によって製造したスラブを１１００～１３００℃に加熱した後、熱間圧延を施して熱延鋼帯とする。熱延鋼帯を焼鈍した後酸洗、あるいは焼鈍することなく酸洗する。焼鈍を施す場合は７００～１０００℃程度の連続焼鈍あるいは６００～９００℃のバッチ焼鈍が好ましい。酸洗後、所定板厚まで冷間圧延し、その後仕上焼鈍を行う。仕上焼鈍温度は７００～１０００℃の範囲、好ましくは８００～９５０℃。また最終板厚が薄い場合など、必要に応じて仕上焼鈍の前に、中間焼鈍および中間圧延を行ってもよい。さらに仕上焼鈍を省略し冷間圧延したままの状態で拡散接合用途に供しても良い。
本発明のステンレス鋼材の製造方法を以下に説明する。
フェライト系ステンレス鋼材の一般的な製造工程でよい。連続鋳造によって製造したスラブを１１００～１３００℃に加熱した後、熱間圧延を施して熱延鋼帯とする。熱延鋼帯を焼鈍した後酸洗、あるいは焼鈍することなく酸洗する。焼鈍を施す場合は７００～１０００℃程度の連続焼鈍あるいは６００～９００℃のバッチ焼鈍が好ましい。酸洗後、所定板厚まで冷間圧延し、その後仕上焼鈍を行う。仕上焼鈍温度は７００～１０００℃の範囲、好ましくは８００～９５０℃。また最終板厚が薄い場合など、必要に応じて仕上焼鈍の前に、中間焼鈍および中間圧延を行ってもよい。さらに仕上焼鈍を省略し冷間圧延したままの状態で拡散接合用途に供しても良い。
【0049】
（接合方法）
本発明のステンレス鋼材は、インサート溶接材を用いないで、直接法による拡散接合法に用いられる。このステンレス鋼材は、拡散接合が進行する温度領域では、フェライト相およびオーステナイト相が互いに高温下で生じる結晶粒成長を抑制することで、微細な組織を維持し、粒界すべりを起因するクリープ変形が容易に生じさせる。その結果、接合面の凹凸部において変形が容易に促進され拡散接合が可能となる。さらに、Ｃｕ、Ｓｎを含有させることで、結晶粒界の滑りやすさを良好にすることで、また、過剰な粒界滑りを抑えることで、拡散接合法による材料の変形を防止し、接合した時に優れた強度を得ることができる。
本発明のステンレス鋼材は、インサート溶接材を用いないで、直接法による拡散接合法に用いられる。このステンレス鋼材は、拡散接合が進行する温度領域では、フェライト相およびオーステナイト相が互いに高温下で生じる結晶粒成長を抑制することで、微細な組織を維持し、粒界すべりを起因するクリープ変形が容易に生じさせる。その結果、接合面の凹凸部において変形が容易に促進され拡散接合が可能となる。さらに、Ｃｕ、Ｓｎを含有させることで、結晶粒界の滑りやすさを良好にすることで、また、過剰な粒界滑りを抑えることで、拡散接合法による材料の変形を防止し、接合した時に優れた強度を得ることができる。
【0050】
また、本発明のステンレス鋼材は、具体的に本発明のステンレス鋼材同士を直接に拡散接合法として、例えば、接触面圧０．１～１．０ＭＰａで直接接触させた状態とし、圧力１．０×１０－３Ｐａ以下、好ましくは１．０×１０－４Ｐａ以下の炉内で、加熱温度は９５０～１１００℃、保持時間は０．５～３ｈの範囲で加熱保持することにより、拡散接合を進行させる。さらに、本発明のステンレス鋼材は、拡散接合後に、接合温度から２．５℃／分以上で、２０℃／分以下の冷却速度で冷却しても、鋭敏化せずにＣｒ欠乏層を生ずることなく、優れた耐食性を得ることができる。冷却速度が２．５℃／分未満では、化学組成によらず鋭敏化を回避することが困難である。また、冷却速度が２０℃／分を超えると、化学組成によって安定的に鋭敏化を回避することが難しくなる。
また、本発明のステンレス鋼材は、接合前の平均結晶粒径は、４０μｍ以下が好ましく、２５μｍ以下がより好ましい。平均結晶粒径が細かいほうが、オーステナイト相の変態を迅速に進行させることができる。
また、本発明のステンレス鋼材は、接合前の平均結晶粒径は、４０μｍ以下が好ましく、２５μｍ以下がより好ましい。平均結晶粒径が細かいほうが、オーステナイト相の変態を迅速に進行させることができる。
【0051】
本発明のステンレス鋼材は、拡散接合法の他に、インサート棒、溶接棒、ろう材等を用いずに、母材自身を溶融してそれを冷却することで接合させる溶接法にも適用する。例えば、ＴＩＧ法、ＭｉＧ法、レーザ法、高周波法等に用いる。
【0052】
（拡散接合体）
本発明の拡散接合体は、ステンレス鋼材が拡散接合された拡散接合体であって、拡散接合体のうち少なくとも一方が、上述のフェライト系ステンレス鋼材を用いている。
これにより、拡散接合および溶接される成形品、例えば熱交換器、機械部品、燃料電池部品、家電製品部品、建材、プラント部品、装飾品構成部材などの用途に好適なフェライト系ステンレス鋼材を提供する。従来の二相組織を利用した拡散接合用材の中で、オーステナイト相とフェライト相と二相ステンレス鋼に対して熱膨張係数が小さく、特に大型の機械部品、建材、プラント用途に好適である。
本発明の拡散接合体は、ステンレス鋼材が拡散接合された拡散接合体であって、拡散接合体のうち少なくとも一方が、上述のフェライト系ステンレス鋼材を用いている。
これにより、拡散接合および溶接される成形品、例えば熱交換器、機械部品、燃料電池部品、家電製品部品、建材、プラント部品、装飾品構成部材などの用途に好適なフェライト系ステンレス鋼材を提供する。従来の二相組織を利用した拡散接合用材の中で、オーステナイト相とフェライト相と二相ステンレス鋼に対して熱膨張係数が小さく、特に大型の機械部品、建材、プラント用途に好適である。
【実施例0053】
本発明を以下の実施例に基づき詳細に説明する。なお、本発明は、以下に示す実施例に限定されるものではない。
【0054】
表１は、発明例１～１４、比較例１～６に必須添加元素および一部では任意添加元素の含有量を示している。
【0055】
【表1】
【0056】
表１の発明例１～１４、比較例１～６の化学組成から、式（１）および式（２）を用いて、γｐ値とΔＧ８００値を計算した。計算結果を表２に示す。
【0057】
（拡散接合性）
表１に示す成分を有する鋼を溶製、板厚３．５ｍに熱延し、８３０℃、８ｈのバッチ焼鈍後に酸洗し、板厚１．０ｍｍに冷間圧延し、８５０℃、均熱３０秒の仕上焼鈍を行った。
各鋼板から２０ｍｍ×２０ｍｍの平板試験片を取り出し、以下の方法で拡散接合を行った。同一鋼材２枚の試験片を互いに表面同士が接触するように積層した状態とし、２枚の試験片の接触表面に付与される面圧を１ＭＰａとなるよう圧力を加えた状態で、初期真空度１．０×１０－３～１．０×１０－４Ｐａで１０００℃まで約１ｈで昇温し、その温度で２ｈ保持した後、冷却室に移して冷却した。冷却は９００℃まで上記真空度を維持し、その後Ａｒガスを導入して９０ｋＰａのＡｒガス雰囲気中で約３００℃以下まで冷却速度２０℃／分で冷却、その後室温まで冷却した。上記熱処理を終えた積層体について、超音波厚さ計（オリンパス社製；Ｍｏｄｅｌ３５ＤＬ）を用いて、２０ｍｍ×２０ｍｍの積層体表面上に３ｍｍピッチで設けた４９箇所の測定点において厚さ測定を行った。プローブ径は１．５ｍｍとした。ある測定点での板厚測定値が２枚の鋼材の合計板厚を示す場合には、その測定点に対応する両鋼材の界面位置では原子の拡散によって両鋼材が一体化しているとみなすことができる。一方、板厚測定値が両鋼材の合計板厚に満たない場合には、その測定点に対応する両鋼材の界面位置に未接合部（欠陥）が存在する。
表１に示す成分を有する鋼を溶製、板厚３．５ｍに熱延し、８３０℃、８ｈのバッチ焼鈍後に酸洗し、板厚１．０ｍｍに冷間圧延し、８５０℃、均熱３０秒の仕上焼鈍を行った。
各鋼板から２０ｍｍ×２０ｍｍの平板試験片を取り出し、以下の方法で拡散接合を行った。同一鋼材２枚の試験片を互いに表面同士が接触するように積層した状態とし、２枚の試験片の接触表面に付与される面圧を１ＭＰａとなるよう圧力を加えた状態で、初期真空度１．０×１０－３～１．０×１０－４Ｐａで１０００℃まで約１ｈで昇温し、その温度で２ｈ保持した後、冷却室に移して冷却した。冷却は９００℃まで上記真空度を維持し、その後Ａｒガスを導入して９０ｋＰａのＡｒガス雰囲気中で約３００℃以下まで冷却速度２０℃／分で冷却、その後室温まで冷却した。上記熱処理を終えた積層体について、超音波厚さ計（オリンパス社製；Ｍｏｄｅｌ３５ＤＬ）を用いて、２０ｍｍ×２０ｍｍの積層体表面上に３ｍｍピッチで設けた４９箇所の測定点において厚さ測定を行った。プローブ径は１．５ｍｍとした。ある測定点での板厚測定値が２枚の鋼材の合計板厚を示す場合には、その測定点に対応する両鋼材の界面位置では原子の拡散によって両鋼材が一体化しているとみなすことができる。一方、板厚測定値が両鋼材の合計板厚に満たない場合には、その測定点に対応する両鋼材の界面位置に未接合部（欠陥）が存在する。
【0058】
加熱処理後の積層体の断面組織と、この測定手法により得られた測定結果との対応関係を調べたところ、測定結果が両鋼材の合計板厚となった測定点の数を測定総数４９で除した値（これを、以下「接合率」という。）によって、接触面積に占める接合部分の面積率が精度良く評価できることを確認した。そこで、以下の評価基準で拡散接合性を評価した。
◎：接合率１００％（優秀）
○：接合率９０～９９％（良好）
△：接合率６０～８９％（やや良好）
×：接合率０～５９％（不良）
種々の検討の結果、○評価において拡散接合部の強度が十分に確保され、かつ両部材間のシール性（連通する欠陥を介する気体の漏れが生じない性質）も良好であることから、○評価以上を合格と判定した。
さらに、発明例の結果として示していないが、拡散接合温度を９５０℃、１０５０℃、１１００℃とした場合に同様の評価を行い、γp値が発明範囲を満たす発明鋼は拡散接合が良好であることを確認した。
◎：接合率１００％（優秀）
○：接合率９０～９９％（良好）
△：接合率６０～８９％（やや良好）
×：接合率０～５９％（不良）
種々の検討の結果、○評価において拡散接合部の強度が十分に確保され、かつ両部材間のシール性（連通する欠陥を介する気体の漏れが生じない性質）も良好であることから、○評価以上を合格と判定した。
さらに、発明例の結果として示していないが、拡散接合温度を９５０℃、１０５０℃、１１００℃とした場合に同様の評価を行い、γp値が発明範囲を満たす発明鋼は拡散接合が良好であることを確認した。
【0059】
（孔食電位試験）
ステンレス鋼板の耐食性は、以下の方法で評価した。ＪＩＳ Ｇ０５７７：２０１４に準拠した方法で、３．５質量％ＮａＣl水溶液を調製し、当該水溶液を用いて試験を行った。ここでは、３．５質量％ＮａＣl水溶液の温度を３０℃とした。試験により得られるアノード分極曲線において、掃引速度２０ｍＶ／ｍｉｎで電位を上昇させて、電流密度が１００μＡ・ｃｍ-２に達したときの電位を孔食電位（Ｖ´ｃ１００）［Ｖ vs ＳＳＥ］とした。参照電極はＡｇ／ＡｇＣｌ電極（ＳＳＥ）を用いた。なお、孔食電位測定に用いた試料は上記の拡散接合材（１０００℃で２時間保持、２０℃／分で冷却）の表面を＃６００研磨、さらに孔食電位測定直前に＃６００研磨し測定に供した。焼鈍処理前後の孔食電位差ΔＶ´ｃ１００（焼鈍処理後の孔食電位－焼鈍処理前の孔食電位）が－０．０５Ｖより小さい場合は不働態化せずに、実環境でも耐食性が発揮されないため不適とした。
ステンレス鋼板の耐食性は、以下の方法で評価した。ＪＩＳ Ｇ０５７７：２０１４に準拠した方法で、３．５質量％ＮａＣl水溶液を調製し、当該水溶液を用いて試験を行った。ここでは、３．５質量％ＮａＣl水溶液の温度を３０℃とした。試験により得られるアノード分極曲線において、掃引速度２０ｍＶ／ｍｉｎで電位を上昇させて、電流密度が１００μＡ・ｃｍ-２に達したときの電位を孔食電位（Ｖ´ｃ１００）［Ｖ vs ＳＳＥ］とした。参照電極はＡｇ／ＡｇＣｌ電極（ＳＳＥ）を用いた。なお、孔食電位測定に用いた試料は上記の拡散接合材（１０００℃で２時間保持、２０℃／分で冷却）の表面を＃６００研磨、さらに孔食電位測定直前に＃６００研磨し測定に供した。焼鈍処理前後の孔食電位差ΔＶ´ｃ１００（焼鈍処理後の孔食電位－焼鈍処理前の孔食電位）が－０．０５Ｖより小さい場合は不働態化せずに、実環境でも耐食性が発揮されないため不適とした。
【0060】
（耐食性試験）
上記の拡散接合条件（１０００℃で２時間保持、２０℃／分で冷却）と同様の熱履歴となる熱処理を施した素材の表面を＃６００研磨し、「塩水噴霧、乾燥、湿潤」を繰り返す塩乾湿繰返し試験を用いた耐食性試験にて外観評価を行った。
供試材を切削加工により５０ｍｍ（板幅方向）×１００ｍｍ（圧延方向）の矩形に切り出した。耐食性評価に用いる端面（以下、「評価面」という。）を＃６００まで湿式研磨した後、端面をシリコンシーラントで被覆し、ベークライトの台座に固定して耐食試験用の試験片とした。作製した試験片を塩乾湿繰返し試験に供した。耐食性試験は、３５℃の雰囲気で５％ＮａＣｌを１５分噴霧し、次に６０℃、相対湿度３０％の雰囲気で１時間保持して乾燥、続いて５０℃、相対湿度９５％の湿潤環境で３時間保持するサイクルを５０サイクル繰り返す試験である。塩水噴霧は噴霧量が１．５ｍｌ／ｃｍ２・ｈとなるよう調整した。耐食性判断は溶接部と母材部の腐食程度を外観から目視することで判断する。
上記の拡散接合条件（１０００℃で２時間保持、２０℃／分で冷却）と同様の熱履歴となる熱処理を施した素材の表面を＃６００研磨し、「塩水噴霧、乾燥、湿潤」を繰り返す塩乾湿繰返し試験を用いた耐食性試験にて外観評価を行った。
供試材を切削加工により５０ｍｍ（板幅方向）×１００ｍｍ（圧延方向）の矩形に切り出した。耐食性評価に用いる端面（以下、「評価面」という。）を＃６００まで湿式研磨した後、端面をシリコンシーラントで被覆し、ベークライトの台座に固定して耐食試験用の試験片とした。作製した試験片を塩乾湿繰返し試験に供した。耐食性試験は、３５℃の雰囲気で５％ＮａＣｌを１５分噴霧し、次に６０℃、相対湿度３０％の雰囲気で１時間保持して乾燥、続いて５０℃、相対湿度９５％の湿潤環境で３時間保持するサイクルを５０サイクル繰り返す試験である。塩水噴霧は噴霧量が１．５ｍｌ／ｃｍ２・ｈとなるよう調整した。耐食性判断は溶接部と母材部の腐食程度を外観から目視することで判断する。
【0061】
評価基準は次のとおりである。
○：耐食性あり
×：耐食性なし
外観で溶接部と母材部の腐食程度に差がない場合は耐食性あり（〇）と、外観で溶接部と母材部の腐食程度に差がある場合は耐食性なし（×）と判断する。
○：耐食性あり
×：耐食性なし
外観で溶接部と母材部の腐食程度に差がない場合は耐食性あり（〇）と、外観で溶接部と母材部の腐食程度に差がある場合は耐食性なし（×）と判断する。
【0062】
図３は、耐食性試験を説明する図であり、（ａ）は耐食性ありとして発明例１を、（ｂ）は耐食性なしとして比較例３を示している。
図３（ａ）及び（ｂ）は、それぞれ下側の写真は外観を、上左側は溶接部の金属顕微鏡写真、上右側は同じ部分のＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー）のＣｒの分析結果を示している。
図３（ａ）に示すように、顕微鏡写真では、フェライト相とＣｒ炭化物が見られるが、マルテンサイト相はほとんど観察されない。また、ＥＰＭＡ写真ではＣｒ炭化物も結晶粒界に分散して存在しているのが観察できる。このように、Ｃｒ炭化物が分散していることで、腐食環境に対して鋭敏化することがなく、優れた耐食性を有してることが分かる。
これに対して、図３（ｂ）は、試験片の表面に多くの腐食部分が生成されていることがわかる。また、顕微鏡写真では、フェライト相とＣｒ炭化物の他に、マルテンサイト相があることが分かる。また、ＥＰＭＡ写真ではＣｒ炭化物がフェライト相の結晶粒界に沿って存在しているのが観察できる。これにより、腐食環境に対して鋭敏化し、耐食性を有していないことが分かる。
図３（ａ）及び（ｂ）は、それぞれ下側の写真は外観を、上左側は溶接部の金属顕微鏡写真、上右側は同じ部分のＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー）のＣｒの分析結果を示している。
図３（ａ）に示すように、顕微鏡写真では、フェライト相とＣｒ炭化物が見られるが、マルテンサイト相はほとんど観察されない。また、ＥＰＭＡ写真ではＣｒ炭化物も結晶粒界に分散して存在しているのが観察できる。このように、Ｃｒ炭化物が分散していることで、腐食環境に対して鋭敏化することがなく、優れた耐食性を有してることが分かる。
これに対して、図３（ｂ）は、試験片の表面に多くの腐食部分が生成されていることがわかる。また、顕微鏡写真では、フェライト相とＣｒ炭化物の他に、マルテンサイト相があることが分かる。また、ＥＰＭＡ写真ではＣｒ炭化物がフェライト相の結晶粒界に沿って存在しているのが観察できる。これにより、腐食環境に対して鋭敏化し、耐食性を有していないことが分かる。
【0063】
（評価結果）
表２は、発明例１～１４と比較例１～６の拡散接合性試験、孔食電位試験、耐食性試験の評価結果を示している。
図４は、発明例１～１４と比較例１～６のγｐ値とΔＧ８００値との関係を示す図である。
発明例１～１４は、全て、本発明のγｐ値とΔＧ８００値とで規定している範囲内にあることが分かる。比較例２はΔＧ８００値は低いものの、Ｃ量が多いためＣｒ炭化物の総量が多くなったことで耐食性が劣ったと考えられる。
表２は、発明例１～１４と比較例１～６の拡散接合性試験、孔食電位試験、耐食性試験の評価結果を示している。
図４は、発明例１～１４と比較例１～６のγｐ値とΔＧ８００値との関係を示す図である。
発明例１～１４は、全て、本発明のγｐ値とΔＧ８００値とで規定している範囲内にあることが分かる。比較例２はΔＧ８００値は低いものの、Ｃ量が多いためＣｒ炭化物の総量が多くなったことで耐食性が劣ったと考えられる。
【0064】
【表2】
【0065】
発明例１～１４は、化学組成および式（１）で示すγｐ値と式（２）でΔＧ８００値が本発明の範囲内にあることで、拡散接合性が「〇」以上であり、孔食電位が１００ｍＶ以上で不働態化している。さらに、耐食試験でも、「〇」以上であった。
【0066】
一方、比較例１は、γｐ値は本発明の範囲内にあり、拡散接合性は「◎」である。しかし、化学組成およびΔＧ８００値は本発明の範囲外にあり、孔食電位は測定できず不働態化を示さなかった。さらに、耐食性も「×」であった。
【0067】
比較例２は、γｐ値は本発明の範囲内にあり、拡散接合性は「◎」である。しかし、ΔＧ８００値は本発明の範囲外で低く、Ｃｒ炭化物が高温で析出するものの、その総量が多いことで耐食性が劣化し、不働態化を示さなかった。さらに、耐食性も「×」であった。
【0068】
比較例３および４は、γｐ値は本発明の範囲内にあり、拡散接合性は「〇」以上である。しかし、化学組成およびΔＧ８００値は本発明の範囲外で高く、孔食電位は測定できず不働態化を示さなかった。さらに、耐食性も「×」であった。
【0069】
比較例５は、ΔＧ８００値は本発明の範囲外であったが、不働態化を示している。耐食試験でも、「〇」以上であった。しかし、γｐ値は本発明の範囲外で低く、拡散接合性は「×」である。
【0070】
比較例６は、ΔＧ８００値は本発明の範囲外であったが、不働態化を示している。耐食試験でも、「〇」以上であった。しかし、γｐ値は本発明の範囲内にあるが、化学組成でＡｌ含有量が多く接合時にＡｌ酸化膜が形成され拡散接合性を阻害していることで、拡散接合性は「×」である。
【0071】
これらの発明例１～１４および比較例１～６の結果から、本発明の目標とした拡散接合性、孔食電位、耐食性を満足するためには、本発明で規定する化学組成の範囲と、γｐ値が３０以上７０以下で、ΔＧ８００値が－１２．０以下を満足する必要があることがわかった。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】