JP7328504B2 - 鋼部品およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼部品及びその製造方法に関する。より詳細には、オーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼部品及びその製造方法に関する。
熱交換器に用いられる部品や流路部品等は、液体を流すために内部に空間を有する。このような部品は、内部の空間の形状が複雑な場合、例えば表面にフォトエッチングやレーザーによる精密加工を施したオーステナイト系ステンレス鋼板を拡散接合することによって作製される場合が多い。
フォトエッチング加工とは、素材である金属板の表面にフォトレジスト法によるパターンを形成した後、スプレーや浸漬によるエッチングによって金属板を溶解し、フォトレジストパターンに対応した形状に金属板を加工する方法である。また、レーザー加工とは、ＣＡＤデータなどを基に、金属板の表面をレーザーで溶融させて孔や所定のパターンを形成する加工方法である。
フォトエッチング加工やレーザー加工を施した後に、加工されたステンレス鋼板を積層し、無酸化雰囲気中で高温保持して積層したステンレス鋼板を接合することで、多数のステンレス鋼板から一体の部品（鋼部品）が作製される。
このような処理は拡散接合処理とよばれ、高い精度で複雑な形状に加工された部品を成型するために重要となる技術である。
拡散接合に関する技術として、例えば、特許文献１には、ステンレス鋼材同士を直接接触させて一体化させる方法が開示されている。具体的には、拡散接合に際し、接触させる双方のステンレス鋼材の少なくとも一方に昇温過程でのオーステナイト変態開始温度Ａｃ１点を６５０～９５０℃に持ちオーステナイト＋フェライト２相温度域を８８０℃以上の範囲に持つ２相系鋼を適用し、接触面圧１．０ＭＰａ以下、加熱温度８８０～１０８０℃の条件範囲で前記２相系鋼のフェライト相がオーステナイト相へ変態するときの粒界移動を伴いながら拡散接合を進行させる、ステンレス鋼部品の製造方法が開示されている。
特許文献２には、拡散接合に供する双方のステンレス鋼材（以下「接合前鋼材」という）として、接合面となる表面の表面粗さＲａが０．３０μｍ以下に調整された鋼材を使用し、拡散接合条件として、双方の接合前鋼材とも平均結晶粒径ｒ０が５０μｍ以下に調整された状態から拡散接合温度に到達し、拡散接合温度に保持した後に平均結晶粒径ｒ１が８０μｍ以下となり、かつ（ｒ１－ｒ０）／ｒ０が２．０以上となるヒートパターンを適用する、ステンレス鋼を拡散接合した鋼部品の製造方法が開示されている。
近年、精密加工後のステンレス薄板の拡散接合によって作製される鋼部品は、その小型化、軽量化が進行しており、より高い強度（硬度）が求められている。しかしながら、上記の従来技術では、拡散接合後に必要となる高い硬さを得られないという課題があった。これは、素材の硬さが必ずしも高くない、あるいは、素材の硬さが高い場合でも拡散接合温度が高いために、素材で有効であった各強化因子、例えば加工硬化、析出強化などの影響が消失することに起因する。
硬度の低下を防ぐには、低温、短時間で拡散接合を行うことが考えられる。しかしながら、低温、短時間の場合には、拡散接合面に未接合部が残るという課題があり、拡散接合性の更なる改良が望まれていた。
ステンレス鋼の強度と硬度は一般的に比例する。そのため、以降では、強度及び硬度、並びに、強化及び硬化は、断りがない限り、それぞれ同様の意味で用いる。
硬度の低下を防ぐには、低温、短時間で拡散接合を行うことが考えられる。しかしながら、低温、短時間の場合には、拡散接合面に未接合部が残るという課題があり、拡散接合性の更なる改良が望まれていた。
ステンレス鋼の強度と硬度は一般的に比例する。そのため、以降では、強度及び硬度、並びに、強化及び硬化は、断りがない限り、それぞれ同様の意味で用いる。
本発明は、上記課題に鑑みなされた。本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼部品であって、拡散接合で製造された場合であっても、高硬度かつ、接合面での未接合部が少ない（接合率が高い）鋼部品、およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために、拡散接合によって製造されることを想定した鋼部品の、拡散接合面付近における元素分布および拡散接合面の接合性について鋭意検討を行った。その結果、拡散接合前の段階において、外部から炭素や窒素をオーステナイト系ステンレス鋼へ供給し、オーステナイト系ステンレス鋼の表層部に炭素や窒素を濃化させることで、硬度低下が抑制されるとともに接合面の拡散接合性が向上し、接合率が向上することが分かった。
本発明は上記の知見に鑑みてなされた。本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）積層されたオーステナイト系ステンレス鋼板が接合面を介して接合されてなる鋼部品であって、断面の、一方の表面から対向する他方の表面に向かう直線に沿って、Ｃ及びＮの少なくとも一方の含有量について線分析を行ったとき、前記線分析を行った前記含有量の少なくとも一方が、極大値を有し、前記極大値が０．１５０質量％超であり、前記線分析を行った前記含有量の最小値が０．１５０質量％以下であり、かつ前記極大値が前記最小値の３．０倍以上であり、表面でのビッカース硬度が３３０ＨＶ以上であり、前記接合面における接合率が５０％以上であり、前記鋼部品が、Ｃ及びＮを含有し、さらに、質量％で、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．６０～１．５０％、Ｃｒ：１５．００～２０．００％、Ｎｉ：６．００～１３．００％、Ｍｏ：０．１０～３．００％、Ｃｕ：０．１０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．５００％、を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する、鋼部品。
（２）平均結晶粒径が１０．０μｍ以下である、（１）に記載の鋼部品。
（３）化合物の体積率が５．０％以下である、（１）または（２）に記載の鋼部品。
（４）前記表面における前記含有量が、前記極大値の０．５倍以下である、（１）～（３）のいずれかに記載の鋼部品。
（５）前記鋼部品が、複数のオーステナイト系ステンレス鋼板からなる拡散接合品である、（１）～（４）のいずれかに記載の鋼部品。
（６）（１）～（５）のいずれかに記載の鋼部品の製造方法であって、オーステナイト系ステンレス鋼板を、炭素または窒素を含有する雰囲気の下で、４００℃～１０００℃まで加熱する熱処理工程と、前記熱処理工程を経た複数の前記オーステナイト系ステンレス鋼板を重ね合わせる重ね合わせ工程と、前記重ね合わせ工程を経た複数の前記オーステナイト系ステンレス鋼板を、７００～１０００℃の保持温度まで加熱し、０．１～８０．０ＭＰａの応力を付与したまま保持することによって接合させる接合工程と、を備え、前記オーステナイト系ステンレス鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１５０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．６０～１．５０％、Ｃｒ：１５．００～２０．００％、Ｎｉ：６．００～１３．００％、Ｍｏ：０．１０～３．００％、Ｃｕ：０．１０～０．５０％およびＮ：０．１５０％以下、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．５００％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼部品の製造方法。
（７）前記雰囲気が、ＣＨ４、またはＣ２Ｈ２を含む炭化雰囲気、もしくはＮＨ３、またはＮ２を含む窒化雰囲気である、（６）に記載の鋼部品の製造方法。
（８）前記熱処理工程において、前記オーステナイト系ステンレス鋼板の、接合工程後に前記鋼部品の表裏面となる面について、雰囲気中の前記炭素及び前記窒素と反応しないようにシール処理をおこなう、（６）または（７）に記載の鋼部品の製造方法。
（２）平均結晶粒径が１０．０μｍ以下である、（１）に記載の鋼部品。
（３）化合物の体積率が５．０％以下である、（１）または（２）に記載の鋼部品。
（４）前記表面における前記含有量が、前記極大値の０．５倍以下である、（１）～（３）のいずれかに記載の鋼部品。
（５）前記鋼部品が、複数のオーステナイト系ステンレス鋼板からなる拡散接合品である、（１）～（４）のいずれかに記載の鋼部品。
（６）（１）～（５）のいずれかに記載の鋼部品の製造方法であって、オーステナイト系ステンレス鋼板を、炭素または窒素を含有する雰囲気の下で、４００℃～１０００℃まで加熱する熱処理工程と、前記熱処理工程を経た複数の前記オーステナイト系ステンレス鋼板を重ね合わせる重ね合わせ工程と、前記重ね合わせ工程を経た複数の前記オーステナイト系ステンレス鋼板を、７００～１０００℃の保持温度まで加熱し、０．１～８０．０ＭＰａの応力を付与したまま保持することによって接合させる接合工程と、を備え、前記オーステナイト系ステンレス鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１５０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．６０～１．５０％、Ｃｒ：１５．００～２０．００％、Ｎｉ：６．００～１３．００％、Ｍｏ：０．１０～３．００％、Ｃｕ：０．１０～０．５０％およびＮ：０．１５０％以下、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．５００％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼部品の製造方法。
（７）前記雰囲気が、ＣＨ４、またはＣ２Ｈ２を含む炭化雰囲気、もしくはＮＨ３、またはＮ２を含む窒化雰囲気である、（６）に記載の鋼部品の製造方法。
（８）前記熱処理工程において、前記オーステナイト系ステンレス鋼板の、接合工程後に前記鋼部品の表裏面となる面について、雰囲気中の前記炭素及び前記窒素と反応しないようにシール処理をおこなう、（６）または（７）に記載の鋼部品の製造方法。
本発明によれば、高硬度かつ内部（接合面）での未接合部が少ない（接合率が高い）、オーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼部品およびその製造方法を提供できる。
本発明の実施形態に係る鋼部品（以下本実施形態に係る鋼部品）を以下に説明する。
本実施形態に係る鋼部品は、オーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼部品であって、一方の表面から対向する他方の表面に向かう直線に沿って、Ｃ及びＮの少なくとも一方の含有量について線分析を行ったとき、測定対象とした含有量の少なくとも一方が極大値を有し、前記極大値が０．１５０％超であり、最小値が０．１５０％以下であり、かつ前記極大値が前記最小値の３．０倍以上である。また、実施形態に係る鋼部品は、表面でのビッカース硬度が３３０ＨＶ以上であり、接合面における接合率が５０．０％以上である。
本実施形態に係る鋼部品は、オーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼部品であって、一方の表面から対向する他方の表面に向かう直線に沿って、Ｃ及びＮの少なくとも一方の含有量について線分析を行ったとき、測定対象とした含有量の少なくとも一方が極大値を有し、前記極大値が０．１５０％超であり、最小値が０．１５０％以下であり、かつ前記極大値が前記最小値の３．０倍以上である。また、実施形態に係る鋼部品は、表面でのビッカース硬度が３３０ＨＶ以上であり、接合面における接合率が５０．０％以上である。
本実施形態に係る鋼部品は、熱交換器の部品や流路部品等の精密加工部品に適用することを検討する場合、積層された複数の鋼板同士を相互に接合して得られる拡散接合品であることが工業的には好ましい。以下の実施形態では、主に拡散接合品である場合について説明する。
本実施形態に係る鋼部品は、オーステナイト系ステンレス鋼からなる。オーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼といった他の構造を母相とするステンレス鋼に比べて一般的に耐熱性、加工性に優れ、例えば熱交換器の部品や加熱部の冷却を目的する流路部品等の精密加工部品に好適である。
ここで言うオーステナイト系ステンレス鋼は、組織におけるオーステナイト相の体積率での割合が９０．０％以上であり、残部がオーステナイト相以外の第二相よりなる鋼を言う。好ましくはオーステナイト相の割合が９５．０％以上、最も好ましくはオーステナイト単相である。また、後述する熱処理後の曲げ、成形などの加工によりマルテンサイト相に変態するステンレス鋼、所謂、加工誘起マルテンサイト変態を起こす準安定オーステナイト系ステンレス鋼を含む。
ここで言うオーステナイト系ステンレス鋼は、組織におけるオーステナイト相の体積率での割合が９０．０％以上であり、残部がオーステナイト相以外の第二相よりなる鋼を言う。好ましくはオーステナイト相の割合が９５．０％以上、最も好ましくはオーステナイト単相である。また、後述する熱処理後の曲げ、成形などの加工によりマルテンサイト相に変態するステンレス鋼、所謂、加工誘起マルテンサイト変態を起こす準安定オーステナイト系ステンレス鋼を含む。
鋼部品のオーステナイト相の割合は、ＪＩＳ Ｚ ３１１９：２０１７に準じて、磁性に基づくフェライトスコープを用いてオーステナイト相以外の割合を測定し、それ以外の部分をオーステナイト相の割合とする。
本実施形態に係る鋼部品は、オーステナイト系ステンレス鋼からなるものであれば、化学組成は限定されない。鋼部品を構成するオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成として、例えば、Ｃ、Ｎを含有し、さらに質量％で、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．６０～１．５０％、Ｃｒ：１５．００～２０．００％、Ｎｉ：６．００～１３．００％、Ｍｏ：０．１０～３．００％、Ｃｕ：０．１０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％およびＴｉ：０～０．５００％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成が例示される。
本実施形態に係る鋼部品を拡散接合品とする場合、Ｃ：０．１５０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．６０～１．５０％、Ｃｒ：１５．００～２０．００％、Ｎｉ：６．００～１３．００％、Ｍｏ：０．１０～３．００％、Ｃｕ：０．１０～０．５０％、Ｎ：０．１５０％以下、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％およびＴｉ：０～０．５００％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼板を、拡散接合に供する鋼板として用いることができる。
本実施形態に係る鋼部品では、化学組成がそれぞれ異なる鋼板を拡散接合して鋼部品としてもよく、化学組成が同一の鋼板を拡散接合して鋼部品としてもよい。本実施形態に係る鋼部品は、積層され、拡散接合された複数の鋼板の化学組成の平均が上記化学組成に含まれていることが好ましい。化学組成が同一の鋼板を拡散接合して鋼部品とした場合には、鋼板の化学組成と、鋼部品（積層され、拡散接合された複数の鋼板の化学組成の平均）の化学組成とは、後述する製造方法で外部から供給され、増加するＣ、Ｎを除いて上記成分の範囲内となる。
＜断面の、一方の表面から対向する他方の表面に向かう直線に沿って、Ｃ及びＮの少なくとも一方の含有量について線分析を行ったとき、線分析を行った含有量の少なくとも一方が、極大値を有し、極大値が０．１５０％超、最小値が０．１５０％以下、かつ極大値が最小値の３．０倍以上＞
本実施形態に係る鋼部品では、侵入型固溶元素でありかつ原子半径が小さく合金元素に比べて拡散速度の速い炭素や窒素を活用することにより、拡散接合を行う際、迅速かつ未接合部の少ない接合がなされる。特に、拡散接合に供する素材の接合面に炭素（Ｃ）や窒素（Ｎ）を濃化させることで、それらの効果が顕著となる。その理由として、接合面で拡散する原子として、ＦｅやＣｒに比べて拡散速度の速い炭素（Ｃ）や窒素（Ｎ）の割合を増加させることで、接合面での拡散が活性化するためと考えられる。
更に、接合面での拡散を活性化すると、低温かつ短時間での熱処理が可能となる。この場合、拡散接合した鋼部品では、軟化の抑制により高い硬度が維持され、粒成長の抑制により微細な結晶粒も維持される。また、粒界密度に対応して拡散が活性化することも考えられる。
これらの結果、素材の拡散接合面に炭素（Ｃ）や窒素（Ｎ）を濃化させることにより、接合面での未接合部が少なく、濃化させない場合に比べてより低温、短時間での接合が可能となる。
接合面での拡散の活性化に関し、Ｃ、Ｎは同様の効果を有するので、いずれか一方の元素が素材の接合面に濃化していればよい。
本実施形態に係る鋼部品では、侵入型固溶元素でありかつ原子半径が小さく合金元素に比べて拡散速度の速い炭素や窒素を活用することにより、拡散接合を行う際、迅速かつ未接合部の少ない接合がなされる。特に、拡散接合に供する素材の接合面に炭素（Ｃ）や窒素（Ｎ）を濃化させることで、それらの効果が顕著となる。その理由として、接合面で拡散する原子として、ＦｅやＣｒに比べて拡散速度の速い炭素（Ｃ）や窒素（Ｎ）の割合を増加させることで、接合面での拡散が活性化するためと考えられる。
更に、接合面での拡散を活性化すると、低温かつ短時間での熱処理が可能となる。この場合、拡散接合した鋼部品では、軟化の抑制により高い硬度が維持され、粒成長の抑制により微細な結晶粒も維持される。また、粒界密度に対応して拡散が活性化することも考えられる。
これらの結果、素材の拡散接合面に炭素（Ｃ）や窒素（Ｎ）を濃化させることにより、接合面での未接合部が少なく、濃化させない場合に比べてより低温、短時間での接合が可能となる。
接合面での拡散の活性化に関し、Ｃ、Ｎは同様の効果を有するので、いずれか一方の元素が素材の接合面に濃化していればよい。
具体的には、拡散接合面は、接合後の鋼部品において内部に存在する。すなわち、鋼部品の断面において、一方の表面から対向する他方の表面に向かう直線に沿って、Ｃ及びＮのいずれか一方の含有量（すなわち、Ｃ含有量及びＮ含有量の少なくとも一方）について線分析を行ったときに、線分析の結果として、線分析の対象とした含有量の少なくとも一方（Ｃ含有量またはＮ含有量）が極大値を有し、この極大値が０．１５０％超であり、最小値が０．１５０％以下であり、かつ極大値が最小値の３．０倍以上であれば、ＣまたはＮの少なくとも一方が接合面に濃化していたと判断することができる。また、このような含有量の分布を有する場合、鋼部品が拡散接合面での未接合部が少ないものとなる。好ましくは極大値が最小値の４．０倍以上、より好ましくは５．０倍以上である。
含有量の最小値は必ずしも限定する必要はないが、含有量が０．０１０％未満では、その位置において測定の対象となる素材が存在しない可能性がある。そのため、含有量の最小値は０．０１０％以上であることが好ましい。
含有量の最小値は必ずしも限定する必要はないが、含有量が０．０１０％未満では、その位置において測定の対象となる素材が存在しない可能性がある。そのため、含有量の最小値は０．０１０％以上であることが好ましい。
オーステナイト系ステンレス鋼板では、Ｃ含有量および／またはＮ含有量が０．１５０％を超えた場合、多量かつ粗大な化合物（炭化物、窒化物、炭窒化物等）が析出して、製品である鋼部品に悪影響を及ぼす可能性が高まる。そのため、鋼部品の最小値が０．１５０％を超える場合、特性が低下すると考えられる。
また、線分析によって得られた極大値が０．１５０％以下、または最小値の３．０倍未満である場合、ＣまたはＮの濃化が十分ではなく、拡散接合面での未接合部が多くなることが懸念される。極大値は、鋼部品の断面において、１か所であってもよく、２か所以上であってもよい。拡散接合面の数によって極大値が得られる数は変化するからである。極大値が２か所以上得られた場合、すべての極大値が、最小値の３．０倍以上であることが好ましい。
また、線分析によって得られた極大値が０．１５０％以下、または最小値の３．０倍未満である場合、ＣまたはＮの濃化が十分ではなく、拡散接合面での未接合部が多くなることが懸念される。極大値は、鋼部品の断面において、１か所であってもよく、２か所以上であってもよい。拡散接合面の数によって極大値が得られる数は変化するからである。極大値が２か所以上得られた場合、すべての極大値が、最小値の３．０倍以上であることが好ましい。
上記のＣ含有量またはＮ含有量の極大値は、例えば後述する製造方法により拡散接合前のオーステナイト系ステンレス鋼板の拡散接合面に実施された炭化、窒化(吸窒)を行った結果測定される。拡散接合面に濃化させたＣやＮは、図１に示す一例のように接合工程で接合面以外の部分（素材）へ拡散する。その結果、拡散接合面の含有量は接合工程前の含有量よりも低くなり、それらに接する部分では接合工程前よりも高くなり、Ｃ含有量またはＮ含有量が連続的に変化した極大値を形成する。
本実施形態に係る鋼部品の線分析結果における極大値とは、例えば測定点の連続する３点（ある測定点、その前の測定点、及びその次の測定点）の近似直線をひき、その直線の傾きを求め、その傾きが、正から負に変化する際に最も０に近い値となる点を極大点としたときの、その極大点における含有量として測定できる。
本実施形態に係る鋼部品の線分析結果における極大値とは、例えば測定点の連続する３点（ある測定点、その前の測定点、及びその次の測定点）の近似直線をひき、その直線の傾きを求め、その傾きが、正から負に変化する際に最も０に近い値となる点を極大点としたときの、その極大点における含有量として測定できる。
上述の通り、接合工程においてＣやＮは拡散するので、仮に、充分な温度かつ充分に長い時間の拡散熱処理を実施した場合、前記のような拡散接合した鋼部品の内部のＣ及びＮ含有量は一様になり、極大値が消滅すると考えられる。この場合でも十分な接合が得られると考えられる。しかしながら、そのような熱処理は、工業的には非現実的な高温ないし長時間となってしまう。後述するように拡散に及ぼす熱処理の効果は、駆動力の低下を一因として飽和傾向を示す。これらの考えより、本実施形態に係る鋼部品では、極大値を有するものとする。
鋼部品の一方の表面から対向する他方の表面に向かう直線に沿って、Ｃ及びＮの少なくとも一方の含有量について線分析を行ったとき、線分析を行った含有量（Ｃ含有量、またはＮ含有量）の、鋼部品の表面における含有量が、極大値の０．５倍以下であることが好ましい。
拡散接合面については、上述の通り、ＣまたはＮが濃化していることが好ましい。一方で、拡散接合後に鋼部品の表面となる面では接合が行われないので、ＣまたはＮを濃化させる必要はない。鋼部品は、高い寸法精度を必要とし、拡散接合後に曲げや成形などの加工を行うものが少なくない。炭化や窒化は、一般的に寸法の変化をともない、加工性も低下させる。そのため、鋼部品の表面となる面に対しては、炭化、窒化を行わないことが好ましい。この場合、表面における含有量は、例えば極大値の０．５倍以下となる。すなわち、表面における含有量が、極大値の０．５倍以下であると鋼部品において、優れた表面状態が得られる。
拡散接合面については、上述の通り、ＣまたはＮが濃化していることが好ましい。一方で、拡散接合後に鋼部品の表面となる面では接合が行われないので、ＣまたはＮを濃化させる必要はない。鋼部品は、高い寸法精度を必要とし、拡散接合後に曲げや成形などの加工を行うものが少なくない。炭化や窒化は、一般的に寸法の変化をともない、加工性も低下させる。そのため、鋼部品の表面となる面に対しては、炭化、窒化を行わないことが好ましい。この場合、表面における含有量は、例えば極大値の０．５倍以下となる。すなわち、表面における含有量が、極大値の０．５倍以下であると鋼部品において、優れた表面状態が得られる。
Ｃ含有量及びＮ含有量の分布は、一方の表面から対向する他方の表面に向かう直線に沿ってＣ含有量及び前記Ｎ含有量について、線分析を行うことで求める。
線分析を行う方向は、オーステナイト系ステンレス鋼板の圧延面に垂直な積層方向が好ましいが、鋼部品において積層方向が判断できない場合には、少なくとも１つの方向において、ＣまたはＮの含有量が上記の分布となっていることを確認すればよい。一般には、
二つの圧延面は平行であり、最も広い面積を有すると考えられる。また、鋼部品が略直方体であれば、最も短い辺と平行な方向が積層方向であることが多い。そのため、上記に沿って積層方向を想定し、その方向の断面で線分析を行うことが好ましい。更に言えば、工業的な拡散熱処理の場合、最小値は、ＣやＮが拡散していない素材の部分でのＣ含有量やＮ含有量に近い値となる。
線分析を行う方向は、オーステナイト系ステンレス鋼板の圧延面に垂直な積層方向が好ましいが、鋼部品において積層方向が判断できない場合には、少なくとも１つの方向において、ＣまたはＮの含有量が上記の分布となっていることを確認すればよい。一般には、
二つの圧延面は平行であり、最も広い面積を有すると考えられる。また、鋼部品が略直方体であれば、最も短い辺と平行な方向が積層方向であることが多い。そのため、上記に沿って積層方向を想定し、その方向の断面で線分析を行うことが好ましい。更に言えば、工業的な拡散熱処理の場合、最小値は、ＣやＮが拡散していない素材の部分でのＣ含有量やＮ含有量に近い値となる。
Ｃ含有量またはＮ含有量の、極大値、最小値を含む分布は以下の方法で求めることができる。
鋼部品を切断し、断面を研磨後、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー）を用いて、同断面について線分析を行う。Ｃ含有量またはＮ含有量は、断面に垂直な方向においては充分な深さまで均一であると想定されるが、電子線の侵入深さを抑えるため、加速電圧は低いことが望ましい。そのため、加速電圧は１０Ｋｅｖとする。その他の分析条件は一般的でよく、特に限定しないが、例えば、Ｗフィラメント電子銃にて照射電流１０－１０～１０－５Ａである。測定間隔は１．０μｍ以下、測定時間は１秒以上／点で実施する。測定間隔は細かく、測定時間は長い方が、精度が向上するので好ましい。
上述の通り、Ｃ含有量、Ｎ含有量のいずれかが上述のような極大値を有して入ればよいので、製造履歴から極大値を有すると想定される一方のみを対象として測定してもよいが、両方の含有量を測定対象として、少なくとも一方が上記の極大値を有することを確認してもよい。
鋼部品を切断し、断面を研磨後、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー）を用いて、同断面について線分析を行う。Ｃ含有量またはＮ含有量は、断面に垂直な方向においては充分な深さまで均一であると想定されるが、電子線の侵入深さを抑えるため、加速電圧は低いことが望ましい。そのため、加速電圧は１０Ｋｅｖとする。その他の分析条件は一般的でよく、特に限定しないが、例えば、Ｗフィラメント電子銃にて照射電流１０－１０～１０－５Ａである。測定間隔は１．０μｍ以下、測定時間は１秒以上／点で実施する。測定間隔は細かく、測定時間は長い方が、精度が向上するので好ましい。
上述の通り、Ｃ含有量、Ｎ含有量のいずれかが上述のような極大値を有して入ればよいので、製造履歴から極大値を有すると想定される一方のみを対象として測定してもよいが、両方の含有量を測定対象として、少なくとも一方が上記の極大値を有することを確認してもよい。
＜表面でのビッカース硬度が３３０ＨＶ以上＞
近年、精密加工後のステンレス薄板の拡散接合による鋼部品は、その小型化、軽量化の進行により高い強度が求められている。したがって、強度に対応する硬度は高いことが望ましく、表面におけるビッカース硬度で３３０ＨＶ以上とする。好ましくは３５０ＨＶ以上、更に好ましくは３６０ＨＶ以上である。
表面硬度は、鋼部品の表面にて荷重１ｋｇｆで５点以上を測定し、その平均値により算出する。前述したように鋼部品の表面にＣまたはＮの濃化にともなう硬化は必ずしも必要は無い。
近年、精密加工後のステンレス薄板の拡散接合による鋼部品は、その小型化、軽量化の進行により高い強度が求められている。したがって、強度に対応する硬度は高いことが望ましく、表面におけるビッカース硬度で３３０ＨＶ以上とする。好ましくは３５０ＨＶ以上、更に好ましくは３６０ＨＶ以上である。
表面硬度は、鋼部品の表面にて荷重１ｋｇｆで５点以上を測定し、その平均値により算出する。前述したように鋼部品の表面にＣまたはＮの濃化にともなう硬化は必ずしも必要は無い。
＜平均結晶粒径が１０．０μｍ以下＞
上記の硬度を確保する場合、鋼部品におけるオーステナイトの平均結晶粒径は平均値が１０．０μｍ以下であることが好ましい。後述する好ましい化学組成の場合、オーステナイトの平均結晶粒径を１０．０μｍ以下とすることで、ビッカース硬度が３３０ＨＶ以上を達成できる。好ましくは、９．０μｍ以下、更に好ましくは８．０μｍ以下である。鋼製品は、高い寸法精度が必要とされるものが多いとともに、用途により拡散接合での成型後にも曲げや成形などの加工を行うものも多い。そのため、一般に強度と伸びとのバランスに優れる結晶粒微細化により、硬度が達成されることが最も望ましい。また、曲げ等の加工をともなう場合にも、結晶粒が粗大であると肌荒れが懸念されるが、オーステナイトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下であれば、曲げ加工時の肌荒れも抑制することができる。更に、エッチング加工が施される場合、エッチング面が平滑になる。
精密加工面の平滑性などの観点からオーステナイトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下のオーステナイト系ステンレス鋼板を素材として用いた場合、後述する条件で拡散接合を行えば、拡散接合後の鋼部品でもオーステナイトの平均結晶粒径を１０．０μｍ以下にすることができる。
上記の硬度を確保する場合、鋼部品におけるオーステナイトの平均結晶粒径は平均値が１０．０μｍ以下であることが好ましい。後述する好ましい化学組成の場合、オーステナイトの平均結晶粒径を１０．０μｍ以下とすることで、ビッカース硬度が３３０ＨＶ以上を達成できる。好ましくは、９．０μｍ以下、更に好ましくは８．０μｍ以下である。鋼製品は、高い寸法精度が必要とされるものが多いとともに、用途により拡散接合での成型後にも曲げや成形などの加工を行うものも多い。そのため、一般に強度と伸びとのバランスに優れる結晶粒微細化により、硬度が達成されることが最も望ましい。また、曲げ等の加工をともなう場合にも、結晶粒が粗大であると肌荒れが懸念されるが、オーステナイトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下であれば、曲げ加工時の肌荒れも抑制することができる。更に、エッチング加工が施される場合、エッチング面が平滑になる。
精密加工面の平滑性などの観点からオーステナイトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下のオーステナイト系ステンレス鋼板を素材として用いた場合、後述する条件で拡散接合を行えば、拡散接合後の鋼部品でもオーステナイトの平均結晶粒径を１０．０μｍ以下にすることができる。
本実施形態では、鋼部品におけるオーステナイトの平均結晶粒径は、鋼部品の表面に対し、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３「鋼－結晶粒度の顕微鏡試験方法」に記載の切断法により測定することで得られる。
＜接合面における接合率が５０．０％以上＞
本実施形態に係る鋼部品は、拡散接合品であっても優れた接合性を有している。接合面において、未接合部の割合が５０．０％超であると、剥離が起こり易くなる。そのため、本実施形態に係る鋼部品では、接合率が５０．０％以上である。接合率は、好ましくは６０％以上、更に好ましくは７０％以上である。
本実施形態に係る鋼部品は、拡散接合品であっても優れた接合性を有している。接合面において、未接合部の割合が５０．０％超であると、剥離が起こり易くなる。そのため、本実施形態に係る鋼部品では、接合率が５０．０％以上である。接合率は、好ましくは６０％以上、更に好ましくは７０％以上である。
接合面における接合率は以下の方法で求めることができる。
線分析を行った断面と同じ断面について、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー）を用いて、線分析と同様の条件で同断面でのＣ含有量またはＮ含有量について面分析を行う。次いで、線分析での極大値に対応する点を通り、極大値を示した元素の含有量の積分値が最大となる直線を事前に炭化または窒化を施した接合面とする。この直線の全長Ｌｔとその中で含有量が０．０１％以下の部分の合計の長さＬｂを測定し、１００×（Ｌｔ－Ｌｂ）／Ｌｔにより接合率を算出する。
含有量が０．０１０％未満の部分は、素材の無い部分であると考えられる。鋼部品の内部にエッチングやレーザーによる空間が形成されている場合、同断面について、ＥＰＭＡを用いた素材に最も多く含まれるＦｅについて面分析を行うとともに、光学顕微鏡を用いた観察も行い、Ｌｔ、Ｌｂの双方から空間に対応する部分の長さの和を減じ、接合率を算出する。前記の積分値が最大となる直線と垂直な方向について、長さの和で１０μｍ以上の領域に素材が無い部分が確認された場合、同部はエッチングやレーザーにより形成された空間と判断する。
線分析を行った断面と同じ断面について、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザー）を用いて、線分析と同様の条件で同断面でのＣ含有量またはＮ含有量について面分析を行う。次いで、線分析での極大値に対応する点を通り、極大値を示した元素の含有量の積分値が最大となる直線を事前に炭化または窒化を施した接合面とする。この直線の全長Ｌｔとその中で含有量が０．０１％以下の部分の合計の長さＬｂを測定し、１００×（Ｌｔ－Ｌｂ）／Ｌｔにより接合率を算出する。
含有量が０．０１０％未満の部分は、素材の無い部分であると考えられる。鋼部品の内部にエッチングやレーザーによる空間が形成されている場合、同断面について、ＥＰＭＡを用いた素材に最も多く含まれるＦｅについて面分析を行うとともに、光学顕微鏡を用いた観察も行い、Ｌｔ、Ｌｂの双方から空間に対応する部分の長さの和を減じ、接合率を算出する。前記の積分値が最大となる直線と垂直な方向について、長さの和で１０μｍ以上の領域に素材が無い部分が確認された場合、同部はエッチングやレーザーにより形成された空間と判断する。
＜化合物の体積率が５．０％以下＞
鋼部品における化合物は、微細に分布した場合、オーステナイト粒径の粗大化抑制ととともに硬度の上昇に寄与する。そのため、ある程度含まれていてもよい。しかしながら、炭化物、窒化物、炭窒化物等の化合物が粗大かつ大きな体積率で分布した場合、拡散接合には寄与せず、悪影響を及ぼす。また、鋼部品の耐食性が劣化し、美観を損なう恐れが高まる。そのため、化合物の体積率は５．０％以下であることが好ましい。更に好ましくは４．０％以下である。
さらに、化合物の体積率が５．０％以下であれば、エッチング加工が施される場合、腐食後の残存物であるスマットの発生が抑制され、平滑な面が得られるので好ましい。
化合物の大きさ（直径）は５．０μｍ以下であることが好ましい。化合物の析出は粒内析出であっても粒界析出であってもよい。
鋼部品における化合物は、微細に分布した場合、オーステナイト粒径の粗大化抑制ととともに硬度の上昇に寄与する。そのため、ある程度含まれていてもよい。しかしながら、炭化物、窒化物、炭窒化物等の化合物が粗大かつ大きな体積率で分布した場合、拡散接合には寄与せず、悪影響を及ぼす。また、鋼部品の耐食性が劣化し、美観を損なう恐れが高まる。そのため、化合物の体積率は５．０％以下であることが好ましい。更に好ましくは４．０％以下である。
さらに、化合物の体積率が５．０％以下であれば、エッチング加工が施される場合、腐食後の残存物であるスマットの発生が抑制され、平滑な面が得られるので好ましい。
化合物の大きさ（直径）は５．０μｍ以下であることが好ましい。化合物の析出は粒内析出であっても粒界析出であってもよい。
化合物は、鋼部品の厚みをａとした場合、表面からａ／４の位置及びａ／２の位置を観察視野として合計で１００μｍ×１００μｍ以上の視野を観察し、オーステナイト母相と化合物のコントラスト差に基づいた画像解析を行い、体積率を算出する。観察手法は光学顕微鏡であっても電子顕微鏡であっても構わない。
拡散接合に供する鋼板（オーステナイト系ステンレス鋼板）の板厚は、特に限定されないが、５０～１０００μｍとすればよく、異なる板厚の鋼板を接合してもよい。
拡散接合を行う場合、積層して接合させるオーステナイト系ステンレス鋼板の枚数は限定されない。用途次第ではあるが例えば２～１０００枚程度である。
拡散接合を行う場合、積層して接合させるオーステナイト系ステンレス鋼板の枚数は限定されない。用途次第ではあるが例えば２～１０００枚程度である。
＜鋼部品および素材の好ましい化学組成＞
本発明に係るステンレス鋼部品およびその素材となるオーステナイト系ステンレス鋼板の好ましい化学組成について説明する。炭化、窒化によってオーステナイト系ステンレス鋼板の表面から導入されるＣ、Ｎを除き、鋼部品とオーステナイト系ステンレス鋼板との間で各元素の含有量は変化しない。
以下の説明にて、各元素の含有量％は、特に断りがない限り「ｍａｓｓ％」を意味する。
本発明に係るステンレス鋼部品およびその素材となるオーステナイト系ステンレス鋼板の好ましい化学組成について説明する。炭化、窒化によってオーステナイト系ステンレス鋼板の表面から導入されるＣ、Ｎを除き、鋼部品とオーステナイト系ステンレス鋼板との間で各元素の含有量は変化しない。
以下の説明にて、各元素の含有量％は、特に断りがない限り「ｍａｓｓ％」を意味する。
Ｓｉ：０．２０～１．００％
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として有効な元素であり、鋼の強化にも寄与する元素である。そのため、Ｓｉ含有量を０．２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．３０％以上である。
ただし、Ｓｉを過度に含有させた場合、拡散接合面での酸化皮膜の形成により拡散接合性に悪影響を及ぼす。また、Ｓｉはフェライト安定化元素であり、オーステナイト相が不安定となる。更に、粗大な酸化物が生成し、加工性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．９０％以下である。
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤として有効な元素であり、鋼の強化にも寄与する元素である。そのため、Ｓｉ含有量を０．２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．３０％以上である。
ただし、Ｓｉを過度に含有させた場合、拡散接合面での酸化皮膜の形成により拡散接合性に悪影響を及ぼす。また、Ｓｉはフェライト安定化元素であり、オーステナイト相が不安定となる。更に、粗大な酸化物が生成し、加工性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．９０％以下である。
Ｍｎ：０．６０～１．５０％
Ｍｎは、脱酸剤として添加するとともに、有効なオーステナイト安定化元素である。また、少なくともＮの固溶限を拡大する。これらより、Ｍｎ含有量を０．６０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以上である。
他方、Ｍｎは酸化皮膜の構成元素でもあり、過度に含有された場合、拡散接合性に悪影響をおよぼす可能性が高まるとともに、酸化物の形成により加工性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量を１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．４０％以下である。
Ｍｎは、脱酸剤として添加するとともに、有効なオーステナイト安定化元素である。また、少なくともＮの固溶限を拡大する。これらより、Ｍｎ含有量を０．６０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以上である。
他方、Ｍｎは酸化皮膜の構成元素でもあり、過度に含有された場合、拡散接合性に悪影響をおよぼす可能性が高まるとともに、酸化物の形成により加工性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量を１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．４０％以下である。
Ｃｒ：１５．００～２０．００％
Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を維持するために必要不可欠な元素であり、CおよびＮの固溶限の拡大が期待される。このため、Ｃｒ含有量を１５．００％以上とすることが好ましい。より好ましくは、１５．２０％以上である。
しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、Ｃｒがフェライト安定化元素として作用し、目的とするオーステナイト組織が得られなくなる。また、製造時の熱間加工性を損ねる。このため、Ｃｒ含有量を２０．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは１９．６０％以下である。
Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を維持するために必要不可欠な元素であり、CおよびＮの固溶限の拡大が期待される。このため、Ｃｒ含有量を１５．００％以上とすることが好ましい。より好ましくは、１５．２０％以上である。
しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、Ｃｒがフェライト安定化元素として作用し、目的とするオーステナイト組織が得られなくなる。また、製造時の熱間加工性を損ねる。このため、Ｃｒ含有量を２０．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは１９．６０％以下である。
Ｎｉ：６．００～１３．００％
Ｎｉは、オーステナイト安定化させるステンレス鋼に必要不可欠な合金元素であり、同相組織を安定得るために、６．００％以上を含有することが好ましい。より好ましくは６．４０％以上である。
ただし、Ｎｉは稀少かつ高価な元素である。このため、Ｎｉ含有量を１３．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、１２．６０％以下である。
Ｎｉは、オーステナイト安定化させるステンレス鋼に必要不可欠な合金元素であり、同相組織を安定得るために、６．００％以上を含有することが好ましい。より好ましくは６．４０％以上である。
ただし、Ｎｉは稀少かつ高価な元素である。このため、Ｎｉ含有量を１３．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、１２．６０％以下である。
Ｍｏ：０．１０～３．００％
Ｍｏは、ＳｉやＣｒとともに、表面保護性のスケール形成に有効であり、耐食性の向上に効果を有する元素である。このため、Ｍｏ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．２０％以上である。
ただし、Ｍｏは、高価な元素であり、かつ、フェライト安定化元素である。このため、Ｍｏ含有量を３．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、２．６０％以下である。
Ｍｏは、ＳｉやＣｒとともに、表面保護性のスケール形成に有効であり、耐食性の向上に効果を有する元素である。このため、Ｍｏ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．２０％以上である。
ただし、Ｍｏは、高価な元素であり、かつ、フェライト安定化元素である。このため、Ｍｏ含有量を３．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、２．６０％以下である。
Ｃｕ：０．１０～０．５０％
Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、高価なＮｉを代替する相対的に安価な合金元素である。更に、Ｃｕは隙間腐食や孔食の抑制に効果があり、耐食性を向上する元素である。このため、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．２０％以上である。
ただし、Ｃｕが過度に含有されると第二相として析出し、拡散接合にも悪影響を及ぼす可能性がある。このため、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．２０％以下である。
Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、高価なＮｉを代替する相対的に安価な合金元素である。更に、Ｃｕは隙間腐食や孔食の抑制に効果があり、耐食性を向上する元素である。このため、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．２０％以上である。
ただし、Ｃｕが過度に含有されると第二相として析出し、拡散接合にも悪影響を及ぼす可能性がある。このため、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．２０％以下である。
Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．５００％
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、焼鈍時に微細な炭化物または窒化物を生成し、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制することから、素材の結晶粒の微細化に有効な元素である。また、再結晶抑制効果も期待される。そのため、含有させてもよい。好ましく、それぞれ含有量を０．０１０％以上とする。
しかしながら、これらの元素が過剰に含有されると、再結晶が抑制され、加熱後に未再結晶部が残存し、加工性が不良となる場合がある。また、化合物が析出し、熱間加工性も劣化する。また、これらは高価な元素であり、含有量の過度な増大はコストの大幅な上昇を招く。
したがって、含有させる場合でも、それぞれの含有量を０．５００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．４００％以下である。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、焼鈍時に微細な炭化物または窒化物を生成し、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制することから、素材の結晶粒の微細化に有効な元素である。また、再結晶抑制効果も期待される。そのため、含有させてもよい。好ましく、それぞれ含有量を０．０１０％以上とする。
しかしながら、これらの元素が過剰に含有されると、再結晶が抑制され、加熱後に未再結晶部が残存し、加工性が不良となる場合がある。また、化合物が析出し、熱間加工性も劣化する。また、これらは高価な元素であり、含有量の過度な増大はコストの大幅な上昇を招く。
したがって、含有させる場合でも、それぞれの含有量を０．５００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．４００％以下である。
本実施形態に係る鋼部品は、Ｃ及びＮを含む。ＣおよびＮが０．１５０％を超えた場合、多量かつ粗大な化合物が析出し、耐食性や加工性が劣化する可能性が高まる。また、エッチング加工時にスマットを発生する。
このため、素材となるオーステナイト系ステンレス鋼板の段階では、それぞれ０．１５０％以下であることが好ましい。
ただし、Ｃ、Ｎは有効な固溶強化元素かつオーステナイト安定化元素である。この観点からは、０．０１０％以上含有させることが好ましい。Ｃ含有量、Ｎ含有量を０．０１０％未満とする場合、溶解原料選択などで溶製時の負荷が増え、製造コストが上昇する。そのため、より好ましくは、Ｃ含有量及びＮ含有量は、それぞれ、素材となるオーステナイト系ステンレス鋼板の段階で、０．０２０％以上０．１４０％以下である。
本実施形態に係る鋼部品または素材となるオーステナイト系ステンレス鋼板では、化学組成において、上記以外の残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼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、悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
このため、素材となるオーステナイト系ステンレス鋼板の段階では、それぞれ０．１５０％以下であることが好ましい。
ただし、Ｃ、Ｎは有効な固溶強化元素かつオーステナイト安定化元素である。この観点からは、０．０１０％以上含有させることが好ましい。Ｃ含有量、Ｎ含有量を０．０１０％未満とする場合、溶解原料選択などで溶製時の負荷が増え、製造コストが上昇する。そのため、より好ましくは、Ｃ含有量及びＮ含有量は、それぞれ、素材となるオーステナイト系ステンレス鋼板の段階で、０．０２０％以上０．１４０％以下である。
本実施形態に係る鋼部品または素材となるオーステナイト系ステンレス鋼板では、化学組成において、上記以外の残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼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、悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
次に本実施形態に係る鋼部品の好ましい製造方法について説明する。
本実施形態に係る鋼部品は製造方法に依らず、上述の特徴を有していればその効果は得られる。しかしながら、以下の方法によれば安定して製造できるので好ましい。
本実施形態に係る鋼部品は製造方法に依らず、上述の特徴を有していればその効果は得られる。しかしながら、以下の方法によれば安定して製造できるので好ましい。
すなわち、本実施形態に係る鋼部品は、
（ｉ）オーステナイト系ステンレス鋼板を、炭素または窒素を含有する雰囲気の下で、４００℃～１０００℃まで加熱する熱処理工程と
（ｉｉ）前記熱処理工程を経た複数のオーステナイト系ステンレス鋼板を重ね合わせる重ね合わせ工程と、
（ｉｉｉ）前記重ね合わせ工程を経た前記複数のオーステナイト系ステンレス鋼板を、７００～１０００℃の保持温度まで加熱し、０．１～８０．０ＭＰａの応力を付与したまま保持することによって接合させる接合工程と、
を備える
製造方法によって得られる。
以下、各工程について説明する。
（ｉ）オーステナイト系ステンレス鋼板を、炭素または窒素を含有する雰囲気の下で、４００℃～１０００℃まで加熱する熱処理工程と
（ｉｉ）前記熱処理工程を経た複数のオーステナイト系ステンレス鋼板を重ね合わせる重ね合わせ工程と、
（ｉｉｉ）前記重ね合わせ工程を経た前記複数のオーステナイト系ステンレス鋼板を、７００～１０００℃の保持温度まで加熱し、０．１～８０．０ＭＰａの応力を付与したまま保持することによって接合させる接合工程と、
を備える
製造方法によって得られる。
以下、各工程について説明する。
＜熱処理工程＞
熱処理工程では、オーステナイト系ステンレス鋼板を、炭化雰囲気または窒化雰囲気の下で、４００～１０００℃まで加熱する。この熱処理（すなわち、炭化、または窒化）によって、オーステナイト系ステンレス鋼板の表面に、ＣまたはＮが濃化する。
加熱温度が４００℃未満では、ＣまたはＮが十分に表面（拡散接合面）に濃化しない。また、加熱温度が１０００℃超では、オーステナイト相の平均結晶粒径が１０．０μｍを越えて粗大化するとともに、粗大な化合物が析出する可能性が高まる。炭化と窒化とを同時に行うことも可能である。
本熱処理工程と、後述する重ね合わせ工程及び接合工程とは、同一の熱処理炉内で実施することが合理的であり、素材の取り扱い時の汚染の防止等の面からも望ましい。
これらを同一の熱処理炉内で行う場合、例えば図２に示すように、熱処理工程に先立ち、複数の鋼板（オーステナイト系ステンレス鋼板）を、冶具を用いてそれぞれが少なくとも０．１ｍｍ以上の隙間を設けて平行に並べ、その後、熱処理により炭化または窒化を行い、冶具を移動させて、それぞれの鋼板を重ね合わせ、圧力を付与しながら拡散接合を行うことができる。鋼板間に少なくとも０．１ｍｍ以上の隙間を設けるのは、鋼板の間、拡散接合面に必要な雰囲気ガスを供給し、炭化および窒化を進めるためである。板の厚さ、形状にもよるが板の変形等の問題から、隙間は、好ましくは０．５ｍｍ以上、更に好ましくは１．０ｍｍ以上である。熱処理炉内に入る治具を活用し、炭化ないし窒化時に一定の間隔を保持後、大きなズレを生じることなく、所定の位置で重なるものであれば良い。
オーステナイト系ステンレス鋼板の、接合工程後に前記鋼部品の表裏面となる面については、雰囲気中の炭素及び窒素と反応しないようにシール処理をおこなってもよい。この場合、鋼部品の寸法精度が向上する。
熱処理工程では、オーステナイト系ステンレス鋼板を、炭化雰囲気または窒化雰囲気の下で、４００～１０００℃まで加熱する。この熱処理（すなわち、炭化、または窒化）によって、オーステナイト系ステンレス鋼板の表面に、ＣまたはＮが濃化する。
加熱温度が４００℃未満では、ＣまたはＮが十分に表面（拡散接合面）に濃化しない。また、加熱温度が１０００℃超では、オーステナイト相の平均結晶粒径が１０．０μｍを越えて粗大化するとともに、粗大な化合物が析出する可能性が高まる。炭化と窒化とを同時に行うことも可能である。
本熱処理工程と、後述する重ね合わせ工程及び接合工程とは、同一の熱処理炉内で実施することが合理的であり、素材の取り扱い時の汚染の防止等の面からも望ましい。
これらを同一の熱処理炉内で行う場合、例えば図２に示すように、熱処理工程に先立ち、複数の鋼板（オーステナイト系ステンレス鋼板）を、冶具を用いてそれぞれが少なくとも０．１ｍｍ以上の隙間を設けて平行に並べ、その後、熱処理により炭化または窒化を行い、冶具を移動させて、それぞれの鋼板を重ね合わせ、圧力を付与しながら拡散接合を行うことができる。鋼板間に少なくとも０．１ｍｍ以上の隙間を設けるのは、鋼板の間、拡散接合面に必要な雰囲気ガスを供給し、炭化および窒化を進めるためである。板の厚さ、形状にもよるが板の変形等の問題から、隙間は、好ましくは０．５ｍｍ以上、更に好ましくは１．０ｍｍ以上である。熱処理炉内に入る治具を活用し、炭化ないし窒化時に一定の間隔を保持後、大きなズレを生じることなく、所定の位置で重なるものであれば良い。
オーステナイト系ステンレス鋼板の、接合工程後に前記鋼部品の表裏面となる面については、雰囲気中の炭素及び窒素と反応しないようにシール処理をおこなってもよい。この場合、鋼部品の寸法精度が向上する。
加熱するオーステナイト系ステンレス鋼板は、特に限定されないが、例えば質量％で、Ｃ：０．１５０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．６０～１．５０％、Ｃｒ：１５．００～２０．００％、Ｎｉ：６．００～１３．００％、Ｍｏ：０．１０～３．００％、Ｃｕ：０．１０～０．５０％およびＮ：０．１５０％以下、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．５００％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼板を用いればよい。
加熱時の雰囲気としては、炭化雰囲気であれば、ＣＨ４（メタン）、またはＣ２Ｈ２（アセチレン）を含む雰囲気が好ましく、窒化雰囲気であればＮＨ３、Ｎ２、を含む雰囲気、またはさらにＨ２を含む雰囲気であることが好ましい。このような、濃化元素ととともに、還元性を有する水素ガスを分解時に生じるか、または水素ガスを加えた雰囲気であれば、炭化または窒化が進行し、拡散接合面に所定の炭素、窒素が濃化する。
拡散接合面の炭化、窒化は、接合する両方の面（接合される２つのオーステナイト系ステンレス鋼板のそれぞれの接合面）に行うことが最も望ましいが、片方の面（一方のオーステナイト系ステンレス鋼板の接合面）のみに実施した場合も効果を有する。
拡散接合面の炭化、窒化は、接合する両方の面（接合される２つのオーステナイト系ステンレス鋼板のそれぞれの接合面）に行うことが最も望ましいが、片方の面（一方のオーステナイト系ステンレス鋼板の接合面）のみに実施した場合も効果を有する。
＜重ね合わせ工程＞
重ね合わせ工程では、接合工程に先立って、熱処理工程を経た複数のオーステナイト系ステンレス鋼板を重ね合わせ、接触させる。
重ね合わせる方向は特に限定されないが、ＣまたはＮが濃化した面が接合面となるようにする。
重ね合わせ工程では、接合工程に先立って、熱処理工程を経た複数のオーステナイト系ステンレス鋼板を重ね合わせ、接触させる。
重ね合わせる方向は特に限定されないが、ＣまたはＮが濃化した面が接合面となるようにする。
＜接合工程＞
接合工程では、重ね合わせ工程を経た複数のオーステナイト系ステンレス鋼板を、７００～１０００℃の保持温度まで加熱し、保持温度で保持しながら０．１～８０．０ＭＰａの応力を付与して接合させる。
接合工程では、重ね合わせ工程を経た複数のオーステナイト系ステンレス鋼板を、７００～１０００℃の保持温度まで加熱し、保持温度で保持しながら０．１～８０．０ＭＰａの応力を付与して接合させる。
保持温度が低すぎると、原子、特に原子半径の大きい金属原子の拡散が充分ではなく、応力付与を行っても拡散接合が不十分となることが懸念される。そのため、保持温度（拡散接合温度）を７００℃以上とする。好ましくは７５０℃以上である。
一方、保持温度が高すぎる場合、高温強度が低下し過ぎるため、拡散接合中に変形して拡散接合品の良好な寸法精度が得られない。また、前記熱処理と同様に加熱温度が１０００℃超では、オーステナイト相の結晶粒径が１０．０μｍを越えて、粗大化するとともに、粗大な化合物が析出する可能性が高まる。そのため保持温度を１０００℃以下とする。一般的には１０００℃またはそれ以上の温度で拡散接合されるが、本実施形態に係る鋼部品の製造方法においては、前述のように炭化および窒化の活用により低温かつ短時間での接合が可能であるとともに、活用可能な低温域が拡大し、後述のように拡散接合時の面圧を大きくすることで低温でも拡散接合が可能となり、３３０ＨＶ以上の表面硬度、及び５０．０％以上の接合面における接合率が達成できる。
保持時間は１４４００秒（４時間）を超えると、接合率が飽和傾向を示す反面、材料の軟化が進行し、粗大な化合物が増加するので、４時間以内が好ましい。更に、好ましくは、３時間以内である。
一方、保持温度が高すぎる場合、高温強度が低下し過ぎるため、拡散接合中に変形して拡散接合品の良好な寸法精度が得られない。また、前記熱処理と同様に加熱温度が１０００℃超では、オーステナイト相の結晶粒径が１０．０μｍを越えて、粗大化するとともに、粗大な化合物が析出する可能性が高まる。そのため保持温度を１０００℃以下とする。一般的には１０００℃またはそれ以上の温度で拡散接合されるが、本実施形態に係る鋼部品の製造方法においては、前述のように炭化および窒化の活用により低温かつ短時間での接合が可能であるとともに、活用可能な低温域が拡大し、後述のように拡散接合時の面圧を大きくすることで低温でも拡散接合が可能となり、３３０ＨＶ以上の表面硬度、及び５０．０％以上の接合面における接合率が達成できる。
保持時間は１４４００秒（４時間）を超えると、接合率が飽和傾向を示す反面、材料の軟化が進行し、粗大な化合物が増加するので、４時間以内が好ましい。更に、好ましくは、３時間以内である。
本実施形態に係る鋼部品の製造方法では、複数のオーステナイト系ステンレス鋼板を保持温度で保持している間に、０．１～８０．０ＭＰａの応力を付与して接合させる。応力の付与方向は、接合面に垂直な方向である。
拡散接合時の面圧が低すぎると、板形状を一因として素材同士が接触する面の面積が小さくなり、拡散接合しない（出来ない）部分が著しく増加する。その結果、接合が十分になされず未接合部の多い拡散接合面となる。そのため、本実施形態では、応力（面圧）を０．１ＭＰａ以上とする。好ましくは、０．５ＭＰａ以上、より好ましくは１．０ＭＰａ以上、さらに好ましくは２０．０ＭＰａ以上である。
一方、面圧が大きすぎると、拡散接合時に変形してしまい、拡散接合品に必要な寸法が得られない。一般的には数ＭＰａ程度を上限とするが、本発明においては炭化ないし窒化の活用により化合物析出により高温強度が向上するので、比較的高い面圧で拡散接合を行うことが可能である。そのため上限として８０．０ＭＰａとする。好ましくは、６０．０ＭＰａ以下である。
拡散接合時の面圧が低すぎると、板形状を一因として素材同士が接触する面の面積が小さくなり、拡散接合しない（出来ない）部分が著しく増加する。その結果、接合が十分になされず未接合部の多い拡散接合面となる。そのため、本実施形態では、応力（面圧）を０．１ＭＰａ以上とする。好ましくは、０．５ＭＰａ以上、より好ましくは１．０ＭＰａ以上、さらに好ましくは２０．０ＭＰａ以上である。
一方、面圧が大きすぎると、拡散接合時に変形してしまい、拡散接合品に必要な寸法が得られない。一般的には数ＭＰａ程度を上限とするが、本発明においては炭化ないし窒化の活用により化合物析出により高温強度が向上するので、比較的高い面圧で拡散接合を行うことが可能である。そのため上限として８０．０ＭＰａとする。好ましくは、６０．０ＭＰａ以下である。
接合工程は、炭化および窒化の雰囲気のままで実施することも可能である。また、前記の全ての製造工程は同一の熱処理炉内で実施することが合理的であり、汚染の防止等の面からも望ましい。ただし、この点は鋼部品の用途により、寸法精度が特に厳しい場合、拡散接合後に更に加工を施す場合など、個別に適用を検討することとなる。
以上の製造方法により、上述の本実施形態に係る鋼部品、すなわち拡散接合で製造した場合でも高硬度かつ拡散接合面が剥離し難い鋼部品を製造することができる。
（実施例１）
一般的な製造工程により、表１に示す化学組成を有するスラブを溶製し、熱間圧延、焼鈍、脱スケール、及びそれぞれ一回または複数回の冷間圧延と焼鈍とを行って板厚が０．３ｍｍの鋼板を得た。その後、この鋼板に再度冷間圧延を行って板厚が０．１ｍｍの鋼板Ａ１～Ｌ１を得た。Ａ１～Ｆ１２については、オーステナイト相の体積率が９０．０％以上のオーステナイト系ステンレス鋼板であった。一方、Ｌ１については、オーステナイト相の体積率が低かった。
一般的な製造工程により、表１に示す化学組成を有するスラブを溶製し、熱間圧延、焼鈍、脱スケール、及びそれぞれ一回または複数回の冷間圧延と焼鈍とを行って板厚が０．３ｍｍの鋼板を得た。その後、この鋼板に再度冷間圧延を行って板厚が０．１ｍｍの鋼板Ａ１～Ｌ１を得た。Ａ１～Ｆ１２については、オーステナイト相の体積率が９０．０％以上のオーステナイト系ステンレス鋼板であった。一方、Ｌ１については、オーステナイト相の体積率が低かった。
得られた鋼板に、表２－１に示す条件で炭化または窒化を目的とする熱処理を行い、重ね合わせた後、表２－１に示す条件で拡散接合を実施した。本実施例では、同一の素材２枚を拡散接合することで鋼部品を製造した。寸法は１００ｍｍ×１００ｍｍである。また、Ｃ４を除いて、拡散接合する２枚の素材のそれぞれの拡散接合面に炭化または窒化を行った。接合面とならない面については、炭化、窒化が起こらないようにした。
Ｃ４については、拡散接合する２枚の素材のうち、１枚のみの接合面に炭化を実施した。
熱処理、重ね合わせ、拡散接合については同一の炉内で行った。
Ｃ４については、拡散接合する２枚の素材のうち、１枚のみの接合面に炭化を実施した。
熱処理、重ね合わせ、拡散接合については同一の炉内で行った。
得られた拡散接合後の鋼板（鋼部品）に対し、オーステナイト相の平均結晶粒径、化合物量を測定した。また、ＣまたはＮを対象として線分析を行った。また、ビッカース硬度、接合率を測定した。測定はいずれも上述した方法で行った。
さらに、拡散接合後の鋼板を用いて、曲げ半径５ｍｍでの曲げ、曲げ戻し加工後、接触式の表面粗さ測定装置を用いて、最大粗さ（μｍ）を測定した。
評価結果を表２－２に示す。発明例のＡ１からＫ１は、何れもγ相（オーステナイト相）の体積率が９０．０％以上のオーステナイト系ステンレス鋼からなり、ビッカース硬度で３３０ＨＶを超える表面硬度を有していた。また、ＣないしＮ含有量の線分析の結果、極大値、最小値が所定の範囲となった。その結果、接合率が５０．０％以上であった。
ただし、一方の鋼板の接合面のみを炭化したＣ４は、両方の鋼板の接合面に炭化を行ったＣ３に比べて、線分析で得られた極大値が低かった。その結果、目標性能を達成したものの、Ｃ３に比べれば接合率がやや低かった。
また、Ｃ７は平均結晶粒径が１０．０μｍを超えていたので、曲げ加工後の表面粗さがやや大きかった。また、一部の元素が好ましい値を外れるＧ１～Ｋ１は化合物の体積率が５．０％を超え、曲げ加工後に局所的に表面粗さが大きくなった。
ただし、一方の鋼板の接合面のみを炭化したＣ４は、両方の鋼板の接合面に炭化を行ったＣ３に比べて、線分析で得られた極大値が低かった。その結果、目標性能を達成したものの、Ｃ３に比べれば接合率がやや低かった。
また、Ｃ７は平均結晶粒径が１０．０μｍを超えていたので、曲げ加工後の表面粗さがやや大きかった。また、一部の元素が好ましい値を外れるＧ１～Ｋ１は化合物の体積率が５．０％を超え、曲げ加工後に局所的に表面粗さが大きくなった。
他方、比較例は、Ａ２～Ｆ１２は、製造方法が本発明の範囲を外れた。その結果、拡散接合後の鋼板において、表面硬度が低くなった、またはＣおよびＮの線分析によって得られた極大値や極大値／最小値が本発明の範囲から外れ、接合率が５０．０％未満であった。例えば、Ａ３は、拡散接合時に圧力を付与しなかった。その結果著しく接合率が低かった。Ａ４は拡散接合時の圧力が大き過ぎた。その結果、鋼板の厚さが減少し、鋼部品にて所定寸法が得られなかった。
また、Ｌ１は鋼板中のオーステナイト体積率が９０．０％未満であり、熱処理でＣの濃化が進まず線分析によって得られた極大値が低かった。その結果、接合率も低かった。
また、Ｌ１は鋼板中のオーステナイト体積率が９０．０％未満であり、熱処理でＣの濃化が進まず線分析によって得られた極大値が低かった。その結果、接合率も低かった。
（実施例２）
実施例１で準備した鋼種Ｃ及び鋼種Ｆから得られた鋼板を用いて拡散接合を行った。
具体的には、Ｃ１６では、鋼種Ｃを用いた二枚の鋼板を用いて、２枚の鋼板の拡散接合面のみに炭化を行い、その後、拡散接合を行った。Ｃ１７では、鋼種Ｃを用いた２枚の鋼板を用いて、２枚の鋼板の両面（拡散接合面及びその反対側の面）に炭化を行い、その後、拡散接合を行った。Ｃ１８では、鋼種Ｃを用いた三枚の鋼板を用いて、それぞれの鋼板の拡散接合面に炭化を行い、その後、拡散接合を行った。Ｃ１９では、鋼種Ｃを用いた６枚の鋼板を用いて、それぞれの鋼板の拡散接合面に炭化を行い、その後、拡散接合を行った。ＣＦ１では、鋼種Ｃを用いた鋼板と、鋼種Ｆを用いた鋼板とに対し、接合面に炭化を行い、その後、拡散接合を行った。
拡散接合後の鋼板に対し、実施例１と同様の評価を行った。
実施例１で準備した鋼種Ｃ及び鋼種Ｆから得られた鋼板を用いて拡散接合を行った。
具体的には、Ｃ１６では、鋼種Ｃを用いた二枚の鋼板を用いて、２枚の鋼板の拡散接合面のみに炭化を行い、その後、拡散接合を行った。Ｃ１７では、鋼種Ｃを用いた２枚の鋼板を用いて、２枚の鋼板の両面（拡散接合面及びその反対側の面）に炭化を行い、その後、拡散接合を行った。Ｃ１８では、鋼種Ｃを用いた三枚の鋼板を用いて、それぞれの鋼板の拡散接合面に炭化を行い、その後、拡散接合を行った。Ｃ１９では、鋼種Ｃを用いた６枚の鋼板を用いて、それぞれの鋼板の拡散接合面に炭化を行い、その後、拡散接合を行った。ＣＦ１では、鋼種Ｃを用いた鋼板と、鋼種Ｆを用いた鋼板とに対し、接合面に炭化を行い、その後、拡散接合を行った。
拡散接合後の鋼板に対し、実施例１と同様の評価を行った。
製造条件と評価結果とを表３に示す。
Ｃ１６～ＣＦ１のいずれも、γ相（オーステナイト）の体積率が９０．０％以上のオーステナイト系ステンレス鋼からなり、ビッカース硬度で３３０ＨＶを超える表面硬度を有していた。また、Ｃ含有量の線分析の結果、極大値、最小値が所定の範囲となった。その結果、接合率が５０．０％以上であった。
ただし、炭化を素材であるオーステナイト系ステンレス鋼の両面に実施した試料Ｃ１７では、拡散接合面ではない面にも炭化が実施されていたので、曲げ加工後の粗さが大きかった。これは、加工前の粗さが大きかったことに起因する。
ただし、炭化を素材であるオーステナイト系ステンレス鋼の両面に実施した試料Ｃ１７では、拡散接合面ではない面にも炭化が実施されていたので、曲げ加工後の粗さが大きかった。これは、加工前の粗さが大きかったことに起因する。
Claims (8)
- 積層されたオーステナイト系ステンレス鋼板が接合面を介して接合されてなる鋼部品であって、
断面の、一方の表面から対向する他方の表面に向かう直線に沿って、Ｃ及びＮの少なくとも一方の含有量について線分析を行ったとき、前記線分析を行った前記含有量の少なくとも一方が、
極大値を有し、前記極大値が０．１５０質量％超であり、
前記線分析を行った前記含有量の最小値が０．１５０質量％以下であり、かつ
前記極大値が前記最小値の３．０倍以上であり、
表面でのビッカース硬度が３３０ＨＶ以上であり、
前記接合面における接合率が５０．０％以上であり、
前記鋼部品が、Ｃ及びＮを含有し、
さらに、質量％で、
Ｓｉ：０．２０～１．００％、
Ｍｎ：０．６０～１．５０％、
Ｃｒ：１５．００～２０．００％、
Ｎｉ：６．００～１３．００％、
Ｍｏ：０．１０～３．００％、
Ｃｕ：０．１０～０．５０％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、を含有し、
残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する
ことを特徴とする鋼部品。 - 平均結晶粒径が１０．０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の鋼部品。
- 化合物の体積率が５．０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼部品。
- 前記表面における前記含有量が、前記極大値の０．５倍以下である
ことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼部品。 - 前記鋼部品が、複数のオーステナイト系ステンレス鋼板からなる拡散接合品である、
ことを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼部品。 - 請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼部品の製造方法であって、
オーステナイト系ステンレス鋼板を、炭素または窒素を含有する雰囲気の下で、４００℃～１０００℃まで加熱する熱処理工程と、
前記熱処理工程を経た複数の前記オーステナイト系ステンレス鋼板を重ね合わせる重ね合わせ工程と、
前記重ね合わせ工程を経た複数の前記オーステナイト系ステンレス鋼板を、７００～１０００℃の保持温度まで加熱し、０．１～８０．０ＭＰａの応力を付与したまま保持することによって接合させる接合工程と、
を備え、
前記オーステナイト系ステンレス鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１５０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．６０～１．５０％、Ｃｒ：１５．００～２０．００％、Ｎｉ：６．００～１３．００％、Ｍｏ：０．１０～３．００％、Ｃｕ：０．１０～０．５０％およびＮ：０．１５０％以下、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．５００％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する
鋼部品の製造方法。 - 前記雰囲気が、
ＣＨ４、またはＣ２Ｈ２を含む炭化雰囲気、もしくは
ＮＨ３、またはＮ２を含む窒化雰囲気である
ことを特徴とする請求項６に記載の鋼部品の製造方法。 - 前記熱処理工程において、
前記オーステナイト系ステンレス鋼板の、接合工程後に前記鋼部品の表裏面となる面について、雰囲気中の前記炭素及び前記窒素と反応しないようにシール処理をおこなう
ことを特徴とする請求項６または７に記載の鋼部品の製造方法。
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