JP2008006500A - 拡散接合部材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】安価なインサート材で液相拡散接合し、母材の強度以上の接合強度が得られる拡散接合部材及びその製造方法を提供する。
【解決手段】銅からなるインサート材を使用し、雰囲気中の酸素圧Ｐ_Ｏ（Ｐａ）を下記数式（Ｃ）の範囲内にして鋼材同士を拡散接合して、鋼材の銅含有量（質量％）を［Ｃｕ_Ｓ］としたとき、鋼材の接合界面における酸素濃度［Ｏ_Ｉ］（質量％）及び銅濃度［Ｃｕ_Ｉ］（質量％）が夫々下記数式（Ａ）及び数式（Ｂ）を満足する拡散接合部材を製造する。

【選択図】なし

Description

本発明は、鋼材同士を拡散接合して得た拡散接合部材及びその製造方法に関し、特に、銅をインサート材として使用した拡散接合部材及びその製造方法に関する。

拡散接合は、複数の材料を密着させた状態で融点以下の温度条件下で加圧し、それらの接合界面間に生じる原子の拡散を利用する接合方法である。この拡散接合は、１９６０年以降、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｎｉ又はこれらの合金からなる原子力部品及び航空宇宙部品等の製作に利用されており、鉄鋼材料にも応用がなされている。

各種拡散接合の中でも液相拡散接合は、鉄鋼材料に適用した場合に材質劣化の原因となる溶接熱影響部を発生させないことから、鋼管等の接合への利用が検討されている。また、従来は切削加工していた複雑な形状の部品についても、液相拡散接合の適用による製造コストの削減が期待されている。

液相拡散接合法は、母材の間に母材よりも融点の低いインサート材を挿入した後、その接合部をインサート材の融点以上の温度で保持し、インサート材の構成元素を母材中に拡散させて等温凝固させる方法である。従来、母材間にインサート材を挟んだ接合体に関する技術が開示されている（例えば、特許文献１及び２参照。）。また、インサート材に関しては、Ｆｅベースのアモルファス箔を使用する技術（例えば、特許文献３及び４参照。）、及びＮｉベースのアモルファス箔を使用する技術（例えば、特許文献５参照。）が提案されている。

更に、上述した技術以外に、Ｃｕからなるインサート材を使用する技術も報告されている（非特許文献１参照）。この非特許文献１には、オーステナイトとフェライトとの２相ステンレス鋼からなる母材に、厚さが２２μｍの銅箔を挟み、１×１０^−３Ｐａの真空下で拡散接合することにより、接合体の引張破断強度が母材の強度の９５〜９７％となることが記載されている。このように、Ｃｕからなるインサート材を使用して液相拡散接合する際は、通常、接合時の雰囲気中の酸素分圧を１×１０^−３Ｐａ以下としている。

特開昭５２−７７８５４号公報 特開昭５２−７７８５５号公報 特開昭５９−５６９９１号公報 特開平４−８１２８２号公報 特開昭６２−３４６８５号公報 T. I. Kahn，M. J. Kabir，R. Bulpett、「Effect of transient liquid-phase bonding variables on the properties of a micro-duplex stainless steel」、Materials Science and Engineering、２００４年、Ａ３７２、ｐ．２９０−２９５

しかしながら、前述の従来の技術には以下に示す問題点がある。即ち、特許文献３〜５に記載されているＦｅベース又はＮｉベースのアモルファス箔は、接合強度を高める効果があることが報告されてはいるが、高価な元素を含んでいるため、インサート材に使用するとコストが高くなるという問題点がある。一方、非特許文献１に記載の技術は、インサート材のコストは安価であるが、非特許文献１に記載されている条件で拡散接合すると、接合体の強度が母材の強度よりも低くなるという問題点がある。更に、従来、非特許文献１に記載の技術のようにＣｕからなるインサート材を使用した液相拡散接合では、母材の強度以上の接合強度は得られていない。

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、従来よりも安価なインサート材で液相拡散接合し、母材の強度以上の接合強度が得られる拡散接合部材及びその製造方法を提供することを目的とするものである。

本願第１発明に係る拡散接合部材は、鋼材同士を拡散接合してなる拡散接合部材であって、前記鋼材の銅含有量（質量％）を［Ｃｕ_Ｓ］としたとき、前記鋼材の接合界面における酸素濃度［Ｏ_Ｉ］（質量％）及び銅濃度［Ｃｕ_Ｉ］（質量％）が夫々下記数式（１）及び数式（２）を満足することを特徴とする。

本願第２発明に係る拡散接合部材は、接合界面の銅濃度[Ｃｕ_Ｉ]が下記数式（３）を更に満足し、かつ、接合界面に析出している銅の析出物の平均粒径が１ｎｍ以上、２０ｎｍ以下であることを特徴とする本願第１発明に記載する拡散接合部材。

本願第３発明に係る拡散接合部材の製造方法は、拡散接合部材を製造する方法であって、銅材をインサート材として使用し、鋼材同士を拡散接合する工程を有し、前記拡散接合の際に雰囲気中の酸素圧Ｐ_Ｏ（Ｐａ）を下記数式（４）の範囲内にすることを特徴とする。

本願請求項１に係る発明によれば、鋼材を拡散接合に関して、銅からなるインサート材を使用し、接合界面の酸素濃度及び銅濃度を適正化しているため、従来よりも安価なインサート材で、接合界面の強度を母材である鋼材の強度以上にすることができる。

また、本願請求項２に係る発明においては、接合部の銅濃度を更に限定し、拡散接合後に銅の析出熱処理を施して、接合部に１〜２０ｎｍの銅の析出物を分散させることにより、上述の効果に加えて、接合界面の疲労強度を母材である鋼材の疲労強度以上にすることができる。

以下、本発明を実施するための最良の形態について説明する。本願発明者は、液相のＣｕを介して鋼材同士を液相拡散接合する方法について検討を行い、接合界面における酸素濃度及び銅濃度を制御することにより、接合部材の接合強度を母材以上にすることができることを見出し、本発明に至った。具体的には、本発明の特徴は、Ｃｕからなるインサート材を使用して鋼材同士を拡散接合するにあたって、接合界面の酸素濃度及び銅濃度を制御することにより、接合して得られる接合部材の接合強度を改善した点にある。なお、本発明においては、母材（鋼材）の接合面（接触面）に対して、その法線方向に±２μｍの領域内の酸素濃度及び銅濃度の平均値を、夫々接合界面の銅濃度及び酸素濃度と定義する。また、本発明の効果を得るために必要な銅濃度及び酸素濃度は、この接合界面における濃度により決まる。そして、この接合界面に存在する元素は、酸素、銅、鉄鋼の構成元素及び不可避不純物である。

以下、本発明に係る拡散接合部材について詳細に説明する。本発明の拡散接合部材は、鋼材同士を拡散接合したものであり、その接合界面における酸素濃度［Ｏ_Ｉ］（質量％）が下記数式（５）を満足し、かつ接合界面における銅濃度［Ｃｕ_Ｉ］（質量％）が下記数式（６）を満足するものである。なお、下記数式（６）における［Ｃｕ_Ｓ］は、母材である鋼材の銅含有量（質量％）である。

先ず、母材（被接合材）について説明する。本発明の拡散接合部材の母材である鉄鋼材料は、固相であり、オーステナイト、フェライト及びセメンタイトのうちの少なくとも１つを含むものである。また、鉄鋼材料中のＣｕ含有量は、５質量％未満であることが好ましい。また、その形状は、例えば、形鋼、棒鋼、線材、厚板、薄板及び鋼管等が挙げられる。更に、本発明の拡散接合部材は、母材の形状及び大きさが同一である必要はなく、拡散接合される母材の形状及び大きさが相互に異なっていてもよい。

次に、接合界面の酸素濃度について説明する。Ｃｕからなるインサート材を使用した拡散接合部材の接合強度を、母材の強度以上にするためには、接合界面の酸素濃度を制御することにより、接合界面の銅濃度を調整することが有効である。具体的には、接合界面における酸素濃度（［Ｏ_Ｉ］）を、上記数式（５）に示す範囲、即ち、０．１質量％を超え、３質量％未満の範囲内にする。接合界面の酸素濃度（［Ｏ_Ｉ］）が０．１質量％以下の場合、酸素濃度が低く、インサートしたＣｕの拡散が促進されるため、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）が低くなり、接合強度を母材強度以上にすることができない。一方、接合界面における酸素濃度（［Ｏ_Ｉ］）が３質量％以上場合、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）が高くなり、脆化を招くため、接合強度が母材の強度よりも低くなる。

次に、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）について説明する。本発明の拡散接合部材においては、接合界面における酸素濃度（［Ｏ_Ｉ］）を上述した範囲にすることによって、初めて接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）を適正な範囲に制御することが可能となる。そして、この接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）が上記数式（６）に示す範囲から外れていると、接合強度が母材の強度以上にはならない。即ち、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）を、接合前の母材のＣｕ含有量（［Ｃｕ_Ｓ］）に０．０５質量％を加えた値を超え、かつ４０質量％未満の範囲にすることにより、接合界面の強度を母材の強度以上にすることができる。ここで、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）と母材のＣｕ含有量（［Ｃｕ_Ｓ］）との差（［Ｃｕ_Ｉ］−［Ｃｕ_Ｓ］）が０．０５質量％以下の場合、接合強度が母材の強度以上とならず、接合界面で破断してしまう。一方、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）が４０質量％以上の場合、脆化が著しく、接合界面で破断してしまう。

上述の如く、本発明の拡散接合部材は、オーステナイト、フェライト及びセメンタイトのうちの少なくとも１種を含む鋼材を母材とし、接合界面における酸素濃度（［Ｏ_Ｉ］）を上記数式（５）の範囲にすると共に、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）を上記数式（６）の範囲にしているため、母材の強度以上の接合強度が得られる。

上述した拡散接合部材は、銅からなるインサート材を使用し、雰囲気中の酸素圧Ｐ_Ｏ（Ｐａ）を下記数式（７）の範囲内にして拡散接合することにより製造することができる。以下、本発明の拡散接合部材の製造方法について説明する。

拡散接合部材の接合界面における酸素濃度（［Ｏ_Ｉ］）を上記数式（５）の範囲にするためには、接合時の雰囲気中の酸素分圧（Ｐ_Ｏ）を１×１０^−３Ｐａよりも高く、かつ１×１０^４Ｐａよりも低くしなければならない。雰囲気中の酸素分圧（Ｐ_Ｏ）が１×１０^−３Ｐａ以下の場合、接合界面における酸素濃度（［Ｏ_Ｉ］）が０．１質量％以下となり、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）と母材のＣｕ含有量（［Ｃｕ_Ｓ］）との差（［Ｃｕ_Ｉ］−［Ｃｕ_Ｓ］）が０．０５質量％以下となる。その結果、接合強度が母材の強度よりも低くなる。

また、雰囲気中の酸素分圧（Ｐ_Ｏ）が１×１０^４Ｐａ以上の場合、接合界面における酸素濃度（［Ｏ_Ｉ］）が３質量％以上となり、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）が４０質量％以上となる。その結果、接合強度が母材の強度よりも低くなる。

以上のように、銅からなるインサート材を使用して、接合界面の酸素濃度（［Ｏ_Ｉ］）が０．１質量％を超え３質量％未満で、かつ接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）が、母材のＣｕ含有量（［Ｃｕ_Ｓ］）に０．０５質量％を加えた値を超え、４０質量％未満である拡散接合部材を得るためには、接合時の雰囲気中の酸素分圧（Ｐ_Ｏ）を１×１０^−３Ｐａよりも高く、かつ１×１０^４Ｐａよりも低くしなければならない。これにより、接合強度が母材の強度以上である拡散接合部材が得られる。

次に、酸素分圧（Ｐ_Ｏ）を上記数式（７）の範囲内にして拡散接合する際の好ましい条件について説明する。接合前に、鋼材（母材）間に銅（インサート材）を挿入する方法は、以下に示す３種の方法に分類することができる。その１つ目は銅箔を挿入する方法であり、２つ目は銅粉末を用いる場合であり、３つ目は母材である鋼材の表面に密着性のよい銅層を形成する方法である。なお、銅は、工業的に用いられている純度９９．８質量％以上のもの使用することが好ましい。

先ず、銅箔を用いる場合について説明する。銅箔の厚さは、１μｍ以上であることが好ましい。銅箔の厚さが１μｍ未満の場合、液相拡散接合時に溶融Ｃｕが接合界面全体に広がらずに、接合界面におけるＣｕの濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）にばらつきが生じ、接合強度が母材強度よりも低くなることがある。また、銅箔の厚さの上限は、母材の形態によって異なるが、２ｍｍ以下であることが好ましい。銅箔の厚さが２ｍｍを超えると、接合に寄与しない余分なＣｕが、接合時の溶融状態のときに接合界面よりも外側に排出されることがあり、経済的に好ましくない。また、銅箔を用いた拡散接合では、上述した厚さの銅箔を母材である鋼材の間に挿入して、銅の融点以上でかつ鋼材の融点未満の温度で加熱し、鋼材が塑性変形する応力以上の荷重で母材を加圧することが好ましい。その際、加熱温度が銅の融点未満であると、Ｃｕが固相となり、鋼材との相互の拡散が遅くなり、接合効率が低下することがある。一方、加熱温度の上限は、母材を溶融させないために、鋼材の融点未満とすることが望ましい。また、拡散接合時の加圧は、鋼材が塑性変形する応力以上であることが好ましい。弾性変形内の応力では、挿入した銅が溶融した後、接合界面全体に広がるのに時間がかかることがある。これに対して、塑性変形する応力以上の圧力をかけた場合、溶融した銅のＣｕ原子が鋼材中に拡散すると共に、鋼材内の元素が溶融銅中に拡散する相互拡散が生じやすくなる。

なお、加圧時の圧力の上限は、構造材（接合部材）にした場合の許容値によるが、以下に述べる圧縮率で表現できる範囲内であることが望ましい。拡散接合時のより好ましい圧力は、母材の強度、温度及び保持時間によって異なるため、それぞれのパラメーターに合わせた圧力にすることが望ましい。そこで、本発明者は、本発明において規定している接合時の酸素分圧の範囲における接合圧力の大きさの目安を明らかにするために、母材の圧縮率と接合強度との関係を調べた。その結果、接合による圧縮率を母材の長さの０．１％以上にすることにより、優れた接合強度が得られることを見出した。この場合の圧縮率の定義は、母材の接合面から、この接合面に対して垂直方向、つまり、圧力がかかる方向にそれぞれ１０ｍｍの範囲、合計２０ｍｍの部分が、液相拡散接合によって圧縮方向に変形した割合である。即ち、圧縮率（％）＝（接合界面から２０ｍｍの部位における圧縮方向への変形量／２０）×１００である。この圧縮率が、０．１％未満の場合、溶融銅が接合面内に広がり難いので、接合界面における銅濃度が不均一になることがある。そして、接合界面における銅濃度が不均一になると、接合強度が被接合材よりも小さくなる。一方、圧縮率が１５％以上の場合、母材の変形量が大きくなるため、構造材として使用する場合には、接合部を切削する等して除去する必要がある。

次に、銅粉末を用いる場合について述べる。銅粉末を用いる方法は、二重管構造の鋼管等のような中空構造材の接合に有効である。その際使用する粉末のサイズは、母材の中空のサイズによって適宜選択することができるが、上述した箔を使用する場合と同様に、直径が１μｍ以上であることが好ましい。それは、銅粉末のサイズが１μｍ未満の場合、粉末の製造コストが高くなるためである。また、銅粉末のサイズの上限は、２ｍｍであることが望ましい。直径が２ｍｍを超える大きなサイズの銅粉末を用いても、接合に寄与する効果は変わらず、また、充填する際に銅粉末の密度分布が不均一になることもある。なお、母材間に銅粉末を充填する場合は、銅粉末を分散した塗布液を使用することにより、接合面に銅粉末を均一に並べることができる。その際使用する塗布液は、接合の昇温過程で気化して接合面に悪影響を与えないものがよい。例えば、潜在性硬化剤、アクリル変成エポキシ樹脂エマルジョン及びメチルエチルケトンに銅粉末を配合したもの、又は水と潜在性硬化剤、アクリル変成エポキシ樹脂エマルジョン及びメチルエチルケトンとの混合物に銅粉末を配合したものが好ましい。そして、その好ましい接合条件は、銅箔を用いた場合と同じである。

次に、接合前に予め表面処理によって母材の接合面に銅層を形成する方法について述べる。この方法は、被接合材の表面に、厚さが１μｍ以上で密着性がよい銅層を形成する方法であり、二重鋼管の拡散接合、異型材の拡散接合及び丸棒同士の接合のように接合面の芯を揃えて接合する場合でも、均一で精密に接合することができる。その際、銅箔の厚さについての説明で述べた理由と同様の理由から、母材の表面に形成する銅層の厚さの上限は、２ｍｍとすることが望ましい。

また、母材の表面に密着性がよい銅層を予め形成する方法としては、めっき法が有効である。金属材料にめっきする方法としては、一般に、無電解めっき又は電解めっきが知られており、本発明はどちらの方法も適用することができるが、先ず、母材表面に密着性がよい銅めっき層を形成することができる無電解めっきによって、被接合材の表面に銅層を形成した後、その上に、銅めっき層を効率良く形成できる電解めっきにより更に銅層を形成することが好ましい。このように、電解めっきで形成された銅層は、本発明において必要な溶融銅の体積を補充するのに適している。なお、接合面に銅層を形成する方法としては、前述しためっき法以外に、ＰＶＤ（Physical Vapor Deposition：物理蒸着）法、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition：化学蒸着）法及び溶射法等を適用することができる。また、この方法での好ましい接合条件は、前述した銅箔を使用する場合と同じである。

また、発明者らは、上記の拡散接合材の接合界面の銅濃度を更に限定して、拡散接合後に熱処理を施すことにより、上記発明を適用した接合部材の接合強度が母材以上に向上するとともに、疲労強度も母材以上に向上することを明らかにした。

具体的には、接合部材の接合強度と疲労強度とを母材の強度以上にするためには、拡散接合材の接合界面の銅濃度[Ｃｕ_Ｉ]が下記数式（８）を満足し、更に接合界面におけるＣｕの存在状態が所定の平均粒径からなる析出物である必要がある。

先ず、接合界面における銅濃度（[Ｃｕ_I]）について説明する。接合界面における銅濃度（[Ｃｕ_I]）は、接合前の母材のＣｕ含有量（[Ｃｕ_Ｓ]）に０．５質量％を加えた値を超え、かつ５質量％未満の範囲にすることにより、接合部材の接合強度と疲労強度が母材以上に向上する。ここで、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）と母材のＣｕ含有量（［Ｃｕ_Ｓ］）との差（［Ｃｕ_Ｉ］−［Ｃｕ_Ｓ］）が０．５質量％以下の場合は、接合界面におけるＣｕ析出物の平均粒径が小さくなり、疲労強度が向上しない。一方、接合界面における銅濃度（［Ｃｕ_Ｉ］）が５質量％以上の場合は、接合界面におけるＣｕ析出物の平均粒径が大きくなり、疲労強度が向上しない。

次に、接合界面におけるＣｕ析出物の平均粒径について説明する。拡散接合部材の疲労強度は、接合界面におけるＣｕ析出物の平均粒径と相関関係がある。接合部材の疲労強度を向上させるためには、有効なＣｕ析出物の平均粒径があり、このＣｕ析出物の平均粒径は、1ｎｍ以上、２０ｎｍ以下であることが好ましい。Ｃｕ析出物の平均粒径が１ｎｍ未満あるいは２０ｎｍを超える場合、接合部材の接合強度は母材強度より高い値を示すが、接合部材の疲労強度は、母材の疲労強度より顕著に向上する効果が得られない。因みに、接合部材中のＣｕ析出物の結晶構造は、体心立方構造でも、面心立方構造等でも母材よりも高い疲労強度を有する接合部材が得られる。

なお、ここでいう析出物の平均粒径とは、後述する観察方法により一視野において観察される各析出物の粒径をそれぞれ測定し、得られた各測定値をその一視野で平均した値である。また、この測定される析出物の粒径とは、析出物の形態に関わらず、析出物の体積を球の体積に換算した時の直径の長さを示す。

次に、本発明の拡散接合部材について上述したＣｕ析出物を得る方法について説明する。上述のＣｕ析出物を得るには、接合界面のＣｕ濃度（[Ｃｕ_Ｉ]）が上記（８）式の範囲になるような拡散接合を行うことが必須であり、かつ、拡散接合後に４００〜６００℃の温度範囲で１０〜１２０分間のＣｕ析出熱処理を行うことで実現できる。具体的には、接合界面のＣｕ濃度（[Ｃｕ_Ｉ]）を上記（８）式の範囲内となるように拡散接合した後に、拡散接合して得られた拡散接合材を所定の温度となるよう冷却し、その後に時効熱処理を施すことによりＣｕ析出物を得ることができる。

まず、拡散接合後に得られた拡散接合材を冷却する工程について説明する。フェライトを含むステンレス鋼で、室温から拡散接合温度範囲までにα鉄が全て相変態しない場合、拡散接合後の冷却速度は、Ｃｕ析出物サイズに影響が少ないので、冷却速度は水冷でも炉冷でも良い。

一方、Ａｒ₃変態点、Ａｒ₁変態点を含む鋼種では、時効熱処理前の熱処理あるいは冷却速度を以下のように制御する必要がある。(1)拡散接合後に得られた拡散接合材を室温まで冷却した後に７５０℃以上の温度に再加熱するか、(2)拡散接合後に得られた拡散接合材を、１０℃／秒以上の冷却速度で冷却するか、この(1)か(2)のいずれかの熱処理を施した後に４００〜６００℃の温度域で１０〜１２０分間の時効処理を行えば、１ｎｍ〜２０ｎｍの析出物が得られる。拡散接合後に室温まで冷却した後に７５０℃以上に再加熱する理由は、α−鉄中にＣｕを固溶させて、Ｃｕ析出物を析出させやすくするためである。また、拡散接合後に得られた拡散接合材を１０℃／秒以上の冷却速度で冷却するのは、冷却速度が１０℃／秒未満であると、パーライトが出現することによりフェライト中に十分量のＣｕを固溶させることができず、疲労強度を向上させることができる程度のＣｕ析出物を得ることができないためである。

次に、時効熱処理の条件について説明する。時効熱処理条件は、母材の鋼種によって異なるが、Ｃｕが固溶するフェライトが存在する温度域で熱処理し、更に４００〜６００℃で１０〜１２０分間の時効熱処理を行えば、１ｎｍ〜２０ｎｍのＣｕ析出物が得られる。４００℃未満での温度での時効熱処理では、１ｎｍ〜２０ｎｍのＣｕ析出物を得るために時間がかかるので好ましくない。６００℃より高い温度での時効熱処理では、Ｃｕ析出物の平均粒径が２０ｎｍより大きくなるので好ましくない。また、時効熱処理の保持時間は、１０分間より短い場合、Ｃｕ析出物の平均粒径が１ｎｍ未満になるので好ましくない。時効熱処理の保持時間を１２０分より長くすると、Ｃｕ析出物の平均粒径が２０ｎｍより大きくなるので好ましくない。上記の時効熱処理は、１段時効熱処理の場合を述べたが、４００〜６００℃の温度域で１０〜１２０分間の時効処理時前に、２５０℃以上４００℃未満で２０分以上の時効処理を行うとより好ましい。この２段時効処理を行うと、１ｎｍ〜２０ｎｍのＣｕ析出物を高密度で形成する効果があり、疲労強度をより高めることができる。

以下、本発明の実施例の効果について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して具体的に説明する。先ず、本発明の実施例１について説明する。本実施例においては、銅からなるインサート材を使用して、フェライトを主相とする炭素鋼（Ｆｅ−０．５３Ｃ−０．７Ｍｎ−０．２Ｓｉ−０．０７Ｃｕ）と、ＳＵＳ３０４オーステナイト系ステンレス（Ｆｅ−１９Ｃｒ−９Ｎｉ−０．０５Ｃｕ）の２種類の鋼材を、直径が２２ｍｍ、長さ７０ｍｍの円柱状に加工した後、下記表１に示す条件で液相拡散接合した。その際、引張試験用及び接合界面の分析用として、同じものを２組ずつ接合した。なお、下記表１に示す鋼種は、Ｓ１及びＦ１が炭素鋼であり、Ｓ２及びＦ２がステンレスである。

具体的には、上記表１に示す厚さで、直径が２２．５ｍｍの円形状の銅箔をインサート材として使用し、これを母材の接合面間に挿入した。このとき、使用した銅箔の純度は９９．９質量％であった。また、各実施例における接合時の雰囲気中の酸素分圧は、２×１０^−３〜９×１０^３Ｐａの間で変化させた。液相拡散接合する際は、先ず、高周波により、母材を上記表１に示す温度まで加熱した後、上記表１に示す圧縮率になるように圧力を付加し、その状態で、上記表１に示す所定の時間保持した。なお、圧力の付加は母材を加熱する前から行うが、その際付加する圧力は、所定の温度で保持するまでに母材が変形しないような値に設定した。一方、比較例１，２，８及び９は、インサート材を使用せずに拡散接合した比較例であり、接合時の雰囲気中の酸素分圧は２×１０^４Ｐａとした。また、比較例３〜７及び比較例１０〜１４は、前述の実施例１〜２４と同様に、銅箔をインサート材として使用し、接合時の雰囲気中の酸素分圧を１×１０−^３Ｐａ又は２×１０^４Ｐａとして拡散接合したものである。

次に、上述した方法で接合した各部材の接合界面の酸素濃度及び銅濃度の測定を行った。具体的には、接合部材を接合面の法線方向に対して平行に切断し、その切断面を鏡面研磨した後、ＥＰＭＡ（Electron Probe X-ray Microanalyzer：電子線プローブＸ線マイクロアナライザー）で分析した。そして、酸素濃度及び銅濃度を変えて作製し、予め化学分析によって定量化した鋼材をＥＰＭＡ測定して、ＥＰＭＡのシグナルと実際の酸素濃度及び銅濃度との関係を求めることにより作成した検量線に基づき、各実施例及び比較例の測定値を定量化した。その際、ＥＰＭＡの測定領域分解能は１μｍとした。また、接合界面の酸素濃度及び銅濃度は、接合面を中心とし、その法線方向２μｍずつ合計４μｍの幅で、長さが３００μｍの領域を、測定領域分解能が１μｍのピッチでＥＰＭＡ測定して求めた値の平均値である。ここで、ＥＰＭＡ測定の測定値から示される接合面とは、母材の接合面に対して接合部材を法線方向にＥＰＭＡ測定した場合に、銅濃度が最も高い値で測定される所を意味する。その結果を上記表１に示す。なお、上記表１には化学分析により求めた母材の銅含有量及び酸素含有量も併せて示す。

上記表１に示すように、実施例１〜２４の接合部材はいずれも、接合界面の酸素濃度が母材の酸素含有量よりも高くなっており、その範囲は０．２〜２．８質量％であった。また、接合界面の銅濃度は、０．０６〜３７質量％であった。これに対して、インサート材を使用していない比較例１，２，８及び９の接合部材はいずれも、接合界面の酸素濃度が０．８〜１．６質量％であった。また、比較例３，４，１０及び１１の接合部は、接合界面における酸素濃度が、０．０８質量％以下となり、その結果、接合界面の銅濃度と母材である鋼材の銅濃度との差が０．００５質量％未満となった。また、比較例５〜７及び比較例１２〜１４の接合部材は、接合界面の酸素濃度が３．０〜３．８質量％となり、その結果、接合界面における銅濃度が４０質量％以上となった。

次に、実施例及び比較例の各接合部材から、ＪＩＳ規定型４号丸棒試験片（直径１４ｍｍ、平行部６０ｍｍ、肩部Ｒ２０）を切り出し、常温で引張試験を行って、その接合強度を評価した。その際、接合界面には、ＪＩＳ規格Ｚ２２４２（金属材料衝撃試験片）で規定されている２ｍｍＶノッチを入れた。また、比較例として、液相拡散接合する場合と同じ条件で熱サイクルを施した未接合の鋼材から、前述した接合部材と同様の形状の試験片を切り出し、常温で引張試験を行った。その際、接合面に対して垂直方向に引張り、歪速度は０．５／秒とした。そして、接合部材の破断強度と母材である鋼材の破断強度とを比較するため、母材の破断強度に対する接合部材の破断強度の割合を百分率で示し、この値を破断強度比とした。その結果を上記表１に示す。なお、破断強度比が１００以上の場合は、接合部材の強度が母材である鋼材の強度よりも高いことを示す。

上記表１に示すように、実施例の接合部材はいずれも、破断強度比が１００以上であった。この結果から、接合界面における酸素濃度及び銅濃度を本発明の範囲内にすることにより、接合強度が母材強度以上となることが確認された。これに対して、インサート材を使用していない比較例１，２，８及び９の接合部材はいずれも、破断強度比が１００よりも小さかった。即ち、比較例１，２，８及び９の接合部材では、接合強度が母材強度よりも劣っていた。また、比較例３〜７及び比較例１０〜１４の接合部材はいずれも、破断強度比が１００よりも小さく、接合強度が母材強度よりも劣っていた。この結果から、接合界面の酸素濃度及び銅濃度が本発明の範囲外である場合は、接合界面の強度が母材の強度よりも低くなることが確認された。

さらに、上述した本実施例１で用いた各接合部材の疲労強度を調べるために疲労試験を行った。この疲労試験においては、母材である炭素鋼（Ｆｅ−０．５３Ｃ−０．７Ｍｎ−０．２Ｓｉ−０．０７Ｃｕ）に対して、上述したような上記表１の条件で液相拡散接合した後、所定の時間冷却し、更にＣｕ析出のための時効熱処理を施した拡散接合部材を用いた。下記表２は、接合界面のＣｕ濃度、拡散接合後の冷却速度、時効析出熱処理条件を示す。

疲労試験に用いた接合部材は、上記表1の実施例１、２、３、４、９の接合部材を使用し、これら接合部材について、それぞれ種々の時効熱処理を施した。この熱処理では、実施例４−Ｈ６のみ、時効前の熱処理を行った。また、母材に対しても拡散接合条件と同じ熱処理、かつ、時効熱処理条件の処理を施した。時効析出後の各接合部材の接合界面における銅の濃度は、接合界面の銅濃度を定義した領域と同じ接合面を含む幅４μｍ、長さ３００μｍをＥＰＭＡで分析した結果、時効熱処理前後で変化しなかった。

このような時効熱処理を施した各接合部材は、その接合界面に析出した析出物を観察、組成分析するため、ＥＰＭＡで分析した領域の接合界面から、透過型電子顕微鏡用サンプルを採取した。この析出物の観察、組成分析には、エネルギー分散型Ｘ線分光、電子エネルギー損失分光の組成分析機能を備えた４００ｋＶの加速電圧の電解放射型電子銃を搭載した透過型電子顕微鏡を用いた。分析の結果、時効熱処理を施した接合部にある析出物の組成は、Ｃｕ単独であることを確認した。本発明で規定するＣｕ単独で構成される析出物の平均粒径は、一視野において観察される各析出物の粒径をそれぞれ測定し、得られた各測定値をその一視野で平均した値である。また、この測定される析出物の粒径とは、析出物の形態に関わらず、析出物の体積を球の体積に換算した時の直径の長さを示す。尚、顕微鏡で観察できる析出物の粒径の分解能は、１ｎｍであった。

上記のような熱処理を施して得られた各接合部材から、図１に示すような形状の疲労試験片１を切り出した。疲労試験片１０の形状は、長さＬａが９８ｍｍ、幅Ｗ１が１８ｍｍ、最小断面部の幅Ｗ２が１０ｍｍ、切り欠き１１の曲率半径Ｒ１が３０ｍｍである平面曲げ疲労試験片である。また、この疲労試験片１０は、４隅に設けられた孔１２の半径Ｒ２が４ｍｍ、長さ方向に間隔をあけて位置する各孔１２の中心間の長さＬｂが８０ｍｍ、幅方向に間隔をあけて位置する各孔１２の中心間の幅Ｗ３が１２ｍｍで構成される。このような疲労試験片１０に対しては、破断疲労強度について調べるため、常温で完全両振り、繰り返し速度が正弦波１５Ｈｚ、破断繰り返し数が２×１０^６回の平面曲げ試験を行った。また、接合条件と同じ熱処理及び時効熱処理と同じ処理を施した母材についても同様な疲労試験を行った。ここで、時効析出熱処理を施した接合部材の破断疲労強度を母材の破断疲労強度で除した値を破断疲労強度比と定義した。この破断疲労強度比が１より大きい場合、時効熱処理した接合部材の疲労強度が、母材よりも高いことを示す。このようにして得られたＣｕ析出物の平均粒径、破断疲労強度比について上記表２に示す。

上記表２に示すように、実施例１−Ｈ１、２−Ｈ１、４−Ｈ１、４−Ｈ２、４−Ｈ３は、破断疲労強度比が１．１以上となり、明らかに接合部材の疲労強度が母材よりも高い値となった。これら実施例の接合界面のＣｕ濃度は、母材に含まれるＣｕ含有量より０．５質量％加えた値よりも高く、５質量％よりも低い値であり、また接合界面のＣｕ析出物の平均粒径は、１ｎｍ以上、２０ｎｍ以下であった。

実施例４−Ｈ６は、接合界面のＣｕ濃度及びＣｕ析出物の平均粒径が本発明の範囲内であり、更に時効熱処理前に３００℃で３０分間の熱処理を施したものである。破断疲労強度比は、時効熱処理前の熱処理を加えない実施例４−Ｈ１よりも高い値となった。

これに対して、実施例３−Ｈ１は、接合界面のＣｕ濃度が０．５質量％より低いため、Ｃｕ析出物の平均粒径が１ｎｍ未満となり、接合部材の破断強度は母材とほぼ同程度であった。実施例９−Ｈ１は、接合界面のＣｕ濃度が５質量％より高いいため、Ｃｕ析出物の平均粒径が２０ｎｍより大きくなり、接合部材の破断強度は母材とほぼ同程度であった。

実施例１−Ｈ２、４−Ｈ４、４−Ｈ５では、接合部材の破断強度は母材とほぼ同程度であった。いずれの実施例も、接合界面のＣｕ濃度が０．５質量％より大きく、５質量％以下であった。しかし、実施例１−Ｈ２は、時効熱処理の温度が６００℃を超えていたため、実施例４−Ｈ４は、時効熱処理の時間が１０分より短かったため、実施例４−Ｈ５は、時効熱処理の時間が１２０分より長かったために、接合界面のＣｕ析出物の平均粒径が１ｎｍ〜２０ｎｍの範囲とならなかった。

実施例４−Ｈ７では、接合部材の破断強度は母材とほぼ同程度であった。接合後の冷却速度が、１０℃/秒未満であったため、接合界面のＣｕ析出物の平均粒径が、２０ｎｍよりも大きい値となっていた。

以上の結果から、接合界面における酸素濃度及び銅濃度を本発明の範囲内にすれば、接合部材の接合強度が母材よりも高くなることが明らかになった。さらに、接合界面の銅濃度を限定し、銅の時効析出熱処理を施し、接合界面のＣｕ析出物の平均粒径を本発明の範囲内とすることにより、接合部材の接合強度が母材よりも高くなるのに加えて、高い疲労強度も得られることが明らかになった。

次に、本発明の実施例２について説明する。本実施例においては、前述の実施例１と同様に、フェライトを主相とする炭素鋼（Ｆｅ−０．５３Ｃ−０．７Ｍｎ−０．２Ｓｉ−０．０７Ｃｕ）と、ＳＵＳ３０４オーステナイト系ステンレス（Ｆｅ−１９Ｃｒ−９Ｎｉ−０．０５Ｃｕ）の２種類の鋼材を、直径が２２ｍｍ、長さ７０ｍｍの円柱状に加工した後、めっき法により接合面に銅層を形成し、この銅層をインサート材として下記表３に示す条件で液相拡散接合した。その際、引張試験用及び接合界面の分析用として、同じものを２組ずつ接合した。

また、めっきの条件は、母材の種類（炭素鋼，ステンレス）に応じて変更した。具体的には、炭素鋼（Ｓ１）を使用した実施例２５及び２６の接合部材では、先ず、直径２２ｍｍ、高さ７０ｍｍの大きさに加工した鋼材（母材）を、６５℃に温めた濃硝酸１部：濃塩酸１．５部：水２．５部の混合溶液に２分間浸漬した後、３０秒間水洗した。その後、予め調整しておいた５５℃の温度の無電解銅めっき液に、攪拌しながら３時間浸漬した。この無電解銅めっき液は、銅塩、ホルムアルデヒド及び錯化剤を含む水溶液である。このとき、母材と共に、同じ組成の炭素鋼を浸漬し、そのめっきの厚みを測定したところ９μｍであった。

一方、ステンレス（Ｓ２）を使用した実施例２９及び３０の接合部材では、先ず、直径２２ｍｍ、高さ７０ｍｍの大きさに加工した鋼材を、水１リットルに対して、硝酸１００ｇ及び弗酸４０ｇを含有する水溶液に浸漬した後、水洗した。その後、予め調整しておいた５５℃の温度の無電解銅めっき液に、攪拌しながら３時間浸漬した。この無電解銅めっき液は、銅塩、ホルムアルデヒド及び錯化剤を含む水溶液である。そして、母材と共に、同じ組成のステンレスを浸漬し、そのめっきの厚みを測定したところ９μｍであった。

そして、上述の方法で銅層を形成した母材の接合面の同士を、上記表３に示す条件で接合した。具体的には、上記表２に示すように、雰囲気中の酸素分圧は９２Ｐａ、又は１．４×１０^２Ｐａとした。また、その他の接合条件は、高周波により２分間加熱して母材を所定の温度にした後、圧縮率が１％になるように圧力を付加し、その状態で所定時間保持した。その際、圧力の付加は、温度を上げる前から行うが、その圧力は試験材が変形しない値にした。

次に、上述の方法で接合した各接合部材の接合界面における酸素濃度及び銅濃度を、前述の実施例１と同様の方法で測定した。その結果を上記表３に示す。上記表２に示すように、実施例実施例２５，２６，２９，３０の接合部材の接合界面は、酸素濃度が１．３１〜１．６質量％であり、銅濃度が１．５〜２．５質量％であった。

また、実施例２５，２６，２９，３０の各接合部材からＶノッチを平行部に含む定型4号丸棒引張試験片を切り出し、常温で引張試験を行った。その際、接合面に対して垂直方向に引張り、歪速度は０．５／秒とした。その結果を上記表３に示す。上記表２に示すように、実施例２５，２６，２９，３０の各接合部材は、接合強度が母材の強度より高かった。

以上の結果から、接合界面における酸素濃度及び銅濃度を本発明の範囲内にすることにより、接合強度が母材強度以上となることが確認された。また、めっきによって母材の接合面に銅層を形成する方法でも、接合界面強度を母材の強度以上とすることができた。

次に、本発明の実施例３について説明する。本実施例においては、前述の実施例１と同様に、炭素鋼（Ｓ１）及びステンレス（Ｓ２）を、直径が２２ｍｍ、長さ７０ｍｍの円柱状に加工した後、直径が２０μｍの銅粉をインサート材として下記表４に示す条件で液相拡散接合した。その際、引張試験用及び接合界面の分析用として、同じものを２組ずつ接合した。その際、接合面への銅粉末の固定は、塗布液を用いて行った。塗布液の配合は、水１００質量部、アクリル樹脂エマルジョン４０質量部、エポキシ樹脂エマルジョン４０質量部及びアミン系エポキシ硬化剤４質量部とした。

上記表４に示すように、接合は、雰囲気中の酸素分圧を９２Ｐａ又は１．４×１０^２Ｐａとし、高周波加熱により、母材を所定の温度にした後、圧縮率が１％になるように圧力を付加し、その状態で所定時間保持した。その際、圧力の付加は、温度を上げる前から行うが、その圧力は試験材が変形しない値にした。

そして、上述の方法で接合した各接合部材の接合界面における酸素濃度及び銅濃度を、前述の実施例１と同様の方法で測定した。その結果を上記表３に併せて示す。上記表４に示すように、実施例２７，２８，３１，３２の接合部材の接合界面は、酸素濃度が１．２８〜１．８質量％であり、銅濃度が１．４〜２．９質量％であった。

次に、実施例２７，２８，３１，３２の各接合部材からＶノッチを平行部に含む定型4号丸棒引張試験片を切り出し、常温で引張試験を行った。その際、接合面に対して垂直方向に引張り、歪速度は０．５／秒とした。その結果を上記表４に示す。上記表４に示すように、実施例２７，２８，３１，３２の各接合部材は、接合強度が母材の強度より高かった。

以上の結果から、接合界面における酸素濃度及び銅濃度を本発明の範囲内にすることにより、インサート材として母材間に銅粉末を充填する方法でも、接合強度が母材強度以上となることが確認された。

次に、本発明の実施例４の効果について説明する。本実施例においては、銅からなるインサート材を使用して、フェライト系ステンレス鋼（Ｆｅ−０．０２Ｃ−１８Ｃｒ−２Ｍｏ−０．７Ｍｎ−０．８Ｓｉ−０．０３Ｐ−０．０２Ｓ−０．１Ｃｕ、酸素２０ｐｐｍ）を、直径が１２０ｍｍ、長さ２００ｍｍの円柱状に加工した後、２本を一組として、下記表５に示す条件で液相拡散接合した。各条件の接合部材から、接合界面の分析材、引張試験材及び疲労試験材を採取した。引張試験材には、接合強度と接合後の熱処理の強度を比較するために、接合後何も処理しない試験材と、接合後に表５の条件で熱処理した試験材を供した。疲労試験材も同様に、接合後何も処理しない試験材と、接合後に表５の条件で熱処理した試験材を供した。

上記表５に示すように、拡散接合は、厚さ２０μｍで、直径が１２１ｍｍの円形状の銅箔をインサート材として使用し、これを母材の接合面間に挿入した。このとき、使用した銅箔の純度は９９．９質量％であった。また、各実施例における接合時の雰囲気中の酸素分圧は、２×１０^−３〜８×１０^３Ｐａの間で変化させた。液相拡散接合する際は、先ず、高周波により、母材を上記表５に示す接合条件の温度まで加熱した後、上記表５に示す圧縮率になるように圧力を付加し、その状態で、上記表５に示す所定の時間保持した。なお、圧力の付加は母材を加熱する前から行うが、その際付加する圧力は、所定の温度で保持するまでに母材が変形しないような値に設定した。

そして、上述の方法で接合した各接合部材の接合界面における酸素濃度及び銅濃度を、前述の実施例１と同様の方法でＥＰＭＡ測定した。その結果を表５に併せて示す。実施例４１〜４７の接合部材の接合界面は、酸素濃度が０．６〜２．８質量％であり、銅濃度が０．４〜３５質量％であった。

次に、実施例４１〜４７の各接合部材からＶノッチを平行部に含む定型4号丸棒引張試験片を切り出し、常温で引張試験を行った。その際、接合面に対して垂直方向に引張り、歪速度は０．５／秒とした。その結果を表４に示す。上記表５に示すように、実施例４１〜４７の各接合部材は、接合強度が母材の強度より高かった。

さらに実施例４１〜４７の接合材について疲労強度を調べた。疲労試験には、母材であるフェライト系ステンレス鋼とＣｕ析出のための時効熱処理を施した拡散接合部材を用いた。接合界面のＣｕ濃度、拡散接合後の冷却速度、時効析出熱処理条件を表６に示す。

疲労試験に用いた接合部材は、上記表５の実施例４１〜４６の接合材について、それぞれ時効熱処理を施した。なお、上記表６の接合部材の番号が上記表５の実施例の番号に対応する。熱処理は実施例４３−Ｈ６のみ、時効前の熱処理を行った。更に母材にも拡散接合条件と同じ熱処理、かつ、時効熱処理条件の処理を施した。時効析出後の各接合部材の接合界面における銅の濃度は、ＥＰＭＡで分析した結果、時効熱処理前後で変化しなかった。

このような時効熱処理を施した各接合部材は、その接合界面に析出した析出物を観察、組成分析するため、ＥＰＭＡで分析した領域の接合界面から、透過型電子顕微鏡用サンプルを採取した。この析出物の観察、組成分析の手法には、実施例１と同じ透過型電子顕微鏡を用いた。分析の結果、時効熱処理を施した接合部にある析出物の組成は、Ｃｕ単独であることを確認した。本発明で規定するＣｕ単独で構成される析出物の平均粒径は、観察される析出物の平均粒径をそれぞれ測定したもののその一視野での平均値である。

また、上記のような時効熱処理を施して得られた各接合部材には、実施例１と同じ条件の疲労試験を行なった。この疲労試験における疲労試験片形状は、実施例１と同じである。接合条件と同じ熱処理及び時効熱処理と同じ処理を施した母材についても同様な疲労試験を行った。ここで、実施例１と同様に、時効析出熱処理を施した接合部材の破断疲労強度を母材の破断疲労強度で除した値と破断疲労強度比と定義した。この破断疲労強度比が１より大きい場合、時効熱処理した接合材の疲労強度が、母材よりも高いことを示す。このようにして得られたＣｕ析出物の平均粒径、破断疲労強度比について上記表６に示す。

上記表６に示すように、実施例４２−Ｈ１、４３−Ｈ１、４３−Ｈ２、４３−Ｈ３、４４−Ｈ１、４５−Ｈ１は、破断疲労強度比が１．１以上となり、明らかに疲労強度が母材よりも高い値となった。これら実施例の接合界面のＣｕ濃度は、母材に含まれるＣｕ含有量より０．５質量％加えた値よりも高く、５質量％以下の値であり、また接合界面のＣｕ析出物の平均粒径が１ｎｍ以上で２０ｎｍ以下であった。

実施例４３−Ｈ６は、接合界面のＣｕ濃度及びＣｕ析出物の平均粒径が本発明の範囲内であり、更に時効熱処理前に３００℃で３０分間の熱処理を施したものである。破断疲労強度比は、時効熱処理前の熱処理を加えない実施例４３−Ｈ１よりも高い値となった。

これに対して、実施例４１−Ｈ１は、接合界面のＣｕ濃度が０．５質量％より低いため、Ｃｕ析出物の平均粒径が１ｎｍ未満となり、接合部材の破断強度は母材とほぼ同程度であった。実施例４６−Ｈ１は、接合界面のＣｕ濃度が５質量％より高いいため、Ｃｕ析出物の平均粒径が２０ｎｍより大きくなり、接合材の破断強度は母材とほぼ同程度であった。

実施例４３−Ｈ４、４３−Ｈ５、４５−Ｈ２では、接合材の破断強度は母材とほぼ同程度であった。いずれの実施例も、接合界面のＣｕ濃度が０．５質量％より大きく、５質量％以下であった。しかし、実施例４３−Ｈ４は、時効熱処理の時間が１０分より短かったため、実施例４３−Ｈ５は、時効熱処理の時間が１２０分より長かったため、実施例４５−Ｈ２は、時効熱処理の温度が６００℃を超えていたために、接合界面のＣｕ析出物の平均粒径が１ｎｍ〜２０ｎｍの範囲以外であった。

以上の結果から、接合界面における酸素濃度及び銅濃度を本発明の範囲内にすれば、接合部材の接合強度が母材よりも高くなることが明らかになった。さらに、接合界面の銅濃度を限定し、銅の時効析出熱処理を施し、接合界面のＣｕ析出物の平均粒径を本発明の範囲内とすることにより、接合部材の接合強度が母材よりも高くなることに加えて、高い疲労強度が得られることが明らかになった。

疲労試験片の形状を説明する図である。

符号の説明

１０ 疲労試験片
１１ 切り欠き
１２ 孔

Claims (3)

1. 鋼材同士を拡散接合してなる拡散接合部材であって、
   前記鋼材の銅含有量（質量％）を［Ｃｕ_Ｓ］としたとき、前記鋼材の接合界面における酸素濃度［Ｏ_Ｉ］（質量％）及び銅濃度［Ｃｕ_Ｉ］（質量％）が夫々下記数式（Ａ）及び数式（Ｂ）を満足することを特徴とする拡散接合部材。
   

   
2. 前記接合界面の銅濃度［Ｃｕ_Ｉ］が下記数式（Ｃ）を更に満足し、かつ、前記接合界面に析出している銅の析出物の平均粒径が１ｎｍ以上、２０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の拡散接合部材。
   

   
3. 拡散接合部材を製造する方法であって、
   銅からなるインサート材を使用して鋼材同士を拡散接合する工程を有し、
   前記拡散接合の際に雰囲気中の酸素圧Ｐ_Ｏ（Ｐａ）を下記数式（Ｄ）の範囲内にすることを特徴とする拡散接合部材の製造方法。
   

   

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