WO2014184890A1 - ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法 - Google Patents

ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法 Download PDF

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淳史 須釜
西田　幸寛
景岡　一幸
芳明 堀
学 奥
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日新製鋼株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a stainless steel diffusion bonding product in which stainless steel materials are diffusion bonded without an insert material.
  • the diffusion bonding method includes an “insert material insertion method” in which an insert material is inserted into the bonding interface and bonded by solid phase diffusion or liquid phase diffusion, and a “direct method” in which the surfaces of both stainless steel materials are in direct contact with each other. There is.
  • an insert material insertion method for example, a method using duplex stainless steel as an insert material (Patent Document 1), and a liquid phase diffusion bonding method using a foil-like insert material having the same composition as a workpiece to be plated with Ni and Au by several ⁇ m
  • Patent Document 2 a method of using austenitic stainless steel containing a large amount of Si in a range of 11.5% or less as an insert material
  • Patent Document 3 a method of using austenitic stainless steel containing a large amount of Si in a range of 11.5% or less
  • “brazing” using a nickel-based brazing material (for example, JIS: BNi-1 to 7) or a copper-based brazing material as an insert material can be regarded as one type of liquid phase diffusion bonding.
  • These insert material insertion methods are advantageous in that reliable diffusion bonding can be realized relatively easily.
  • the use of the insert material is disadvantageous compared to the direct method in that the cost is increased and the corrosion resistance may be lowered due to the dissimilar metal in the
  • Patent Document 4 discloses a technique for improving the diffusion bonding property of a stainless steel material by avoiding deformation of the material by diffusion bonding in a non-oxidizing atmosphere at a predetermined temperature with an S amount in steel of 0.01% or less. It is disclosed.
  • Patent Document 5 discloses a method of using a stainless steel foil material having irregularities on the surface by pickling treatment.
  • Patent Document 6 discloses a method of using, as a material to be joined, stainless steel in which the Al content is suppressed so that an alumina film that becomes an impediment to diffusion bonding is difficult to form during diffusion bonding.
  • Patent Document 7 discloses that diffusion is promoted using a stainless steel foil that has been deformed by cold working.
  • Patent Document 8 describes a ferritic stainless steel for direct diffusion bonding having an optimized composition.
  • JP-A-63-1199993 Japanese Patent Laid-Open No. 4-294484 Japanese Patent Publication No.57-4431 JP 62-199277 A JP-A-2-261548 Japanese Patent Laid-Open No. 7-213918 JP-A-9-279310 JP-A-9-99218 JP 2000-303150 A
  • the present invention is intended to provide a stainless steel diffusion bonding product having excellent joint reliability by a “direct method” that can be carried out with a work load equivalent to that of a conventional insert material insertion method.
  • the present invention uses the growth of crystal grains accompanying such phase transformation (movement of phase boundary) to diffuse and join stainless steel materials without using an insert material.
  • At least one of both stainless steel materials to be brought into contact has an austenite transformation start temperature Ac 1 point in the temperature rising process at 650 to 950 ° C.
  • a method for producing a stainless steel diffusion bonded product in which diffusion bonding proceeds while accompanying grain boundary movement during transformation to an austenite phase.
  • At least one of the two stainless steel materials to be contacted can be applied to a two-phase steel having a chemical composition of the following (A) and having an austenite + ferrite two-phase temperature range of 880 ° C. or more.
  • A By mass%, C: 0.0001 to 0.15%, Si: 0.001 to 1.0%, Mn: 0.001 to 1.0%, Ni: 0.05 to 2.5% Cr: 13.0 to 18.5%, Cu: 0 to 0.2%, Mo: 0 to 0.5%, Al: 0 to 0.05%, Ti: 0 to 0.2%, Nb: It consists of 0 to 0.2%, V: 0 to 0.2%, B: 0 to 0.01%, N: 0.005 to 0.1%, the balance Fe and unavoidable impurities.
  • X value indicated by 650 is 650-950.
  • X value 35 (Cr + 1.72Mo + 2.09Si + 4.86Nb + 8.29V + 1.77Ti + 21.4Al + 40.0B-7.14C-8.0N-3.28Ni-1.89Mn-0.51Cu) +310 (1)
  • 2-phase steels refers Ac 1 or more points Is a steel having a two-phase structure of austenite + ferrite in the temperature range.
  • Such a two-phase steel includes stainless steels classified as ferritic stainless steel and martensitic stainless steel.
  • Both stainless steel materials used for diffusion bonding are two-phase steels having the chemical composition (A).
  • [Pattern 2] When one of the stainless steel materials used for diffusion bonding is a two-phase steel having the chemical composition (A) and the other is a steel having the chemical composition (B) below.
  • [Pattern 3] When one of the stainless steel materials used for diffusion bonding is a two-phase steel having the following chemical composition (A) and the other is a steel having the following chemical composition (C).
  • C By mass%, C: 0.0001 to 0.15%, Si: 0.001 to 1.2%, Mn: 0.001 to 1.2%, P: 0.001 to 0.04% S: 0.0005 to 0.03%, Ni: 0 to 0.6%, Cr: 11.5 to 32.0%, Mo: 0 to 2.5%, Cu: 0 to 1.0%, Nb: 0 to 1.0%, Ti: 0 to 1.0%, Al: 0 to 0.2%, N: 0 to 0.025%, B: 0 to 0.01%, V: 0 to 0 0.5%, W: 0 to 0.3%, Ca, Mg, Y, REM (rare earth elements) total: 0 to 0.1%, balance Fe and inevitable impurities.
  • (B) is a composition range including austenitic stainless steel
  • (C) is a composition range including ferritic stainless steel.
  • the degree of freedom of diffusion bonding conditions is further expanded by applying a steel having a ⁇ max of 20 to less than 100 represented by the following formula (2).
  • diffusion bonding is preferably advanced under the conditions of a contact surface pressure of 0.03 to 0.8 MPa and a holding temperature of 880 to 1030 ° C.
  • ⁇ max 420C-11.5Si + 7Mn + 23Ni-11.5Cr-12Mo + 9Cu-49Ti-50Nb-52Al + 470N + 189 (2)
  • the stainless steel diffusion bonding structure according to the present invention is excellent in bonding strength and sealing performance, and is effective in avoiding a decrease in corrosion resistance due to contact with dissimilar metals (particularly metals containing Cu) since no insert material is used. .
  • the contact surface pressure and temperature can be reduced, and general diffusion bonding equipment applied to the insert material insertion method can be used. For this reason, the manufacturing cost reduction effect by not using insert material is not offset by the increase in work load. Therefore, the present invention contributes to the spread of highly reliable stainless steel diffusion bonding products.
  • tissue photograph (comparative example) of the laminated body used for the diffusion bonding test The cross-sectional structure
  • tissue photograph (comparative example) of the laminated body used for the diffusion bonding test.
  • FIG. 1 exemplifies a cross-sectional structure in the vicinity of a joint interface when diffusion bonding at 900 ° C. is attempted using a two-phase steel having the chemical composition of the present invention for both steel materials.
  • This two-phase steel is a steel corresponding to D-2 in Table 1 described later, and the metal structure before diffusion bonding is a ferrite phase + M 23 C 6 (M is a metal element such as Cr) -based carbide.
  • M is a metal element such as Cr
  • a 2D finishing material having a thickness of 1.0 mm is used as a sample, the surfaces having a surface roughness Ra of 0.21 ⁇ m are brought into direct contact with each other, the contact surface pressure is set to 0.3 MPa, and a pressure of 10 ⁇ 3 Pa is obtained by evacuation.
  • FIG. 1A shows a stage where the holding time is 10 min
  • FIG. 1B shows a stage where the holding time is 50 min.
  • a position where both members are in contact before diffusion bonding is referred to as an “interface position”.
  • crystal grains straddling the interface position are generated at the stage of the holding time of 10 min. These crystal grains correspond to the austenite phase generated by transformation from the ferrite phase and carbide before the temperature rise (the photograph is taken after quenching from the holding temperature, so the austenite phase is a martensite phase) .
  • the metal structure before diffusion bonding is a ferrite phase + carbide
  • the transformation to the austenite phase occurs from the carbide.
  • the generated austenite crystal grows while expanding grain boundaries in the ferrite phase. That is, austenite crystal grains grow while accompanying grain boundary movement when the ferrite phase transforms into the austenite phase.
  • the metal structure of the two-phase steel that is the subject of the present invention is a ferrite phase + carbide, a ferrite phase + martensite phase, or a martensite single phase, depending on the chemical composition and steel sheet production conditions.
  • the ferrite phase is present in an amount of 50% by volume or more at the time when austenite begins to be generated by heating the diffusion bonding. It is desirable.
  • the two-phase steel used for diffusion bonding has a martensitic single-phase metal structure, it is effective to anneal it in advance to obtain a ferrite phase + martensitic phase structure.
  • the condition of holding the material at 600 ° C. to Ac 1 point + 50 ° C. can be adopted.
  • the annealing effect is obtained in the temperature rising process of diffusion bonding, and the austenite phase is in the structure state where the ferrite phase exists. The generation start can be reached.
  • the austenite crystal is generated starting from carbide in a two-phase steel having a ferrite phase + carbide structure, and starting from and generating a martensite phase in a two-phase steel having a ferrite phase + martensite phase structure.
  • the austenite crystal in the duplex stainless steel grows while moving the grain boundary into the surrounding ferrite phase. At that time, at the interface position between the two steel materials, the crystal grain boundary moves toward the bonding partner material without waiting for the complete disappearance of the oxide serving as a diffusion barrier.
  • both stainless steel materials used for diffusion bonding is austenite + ferrite two-phase structure in a temperature range where diffusion bonding proceeds.
  • the following steel duplex steel
  • a two-phase steel having an austenite transformation start temperature Ac 1 in the temperature rising process at 650 to 950 ° C. and an austenite + ferrite two-phase temperature range of 880 ° C. or more is a suitable target.
  • the Ac 1 point is 880 ° C. or higher, it will inevitably have a two-phase temperature range in the range of 880 ° C. or higher.
  • the lower limit of the two-phase temperature range is associated with it.
  • the lower limit of the heating temperature is also increased, and diffusion bonding is performed without using an insert material at a relatively low temperature by using the grain boundary movement when the ferrite phase of the two-phase steel transforms to the austenite phase.
  • the merit of the present invention cannot be utilized. As a result of various studies, it is effective to apply steel having an Ac 1 point in the range of 950 ° C. or lower, and steel of 900 ° C. or lower is more preferable.
  • the duplex stainless steel applied in the present invention may be a steel type classified as a so-called “martensitic stainless steel” as long as it exhibits an austenite + ferrite dual phase structure in a temperature range in which diffusion bonding proceeds. Absent. Martensitic stainless steel is a steel type that obtains a martensite structure by quenching from a high-temperature austenite single-phase region such as 1050 ° C. or more. Grain boundaries accompanying transformation to austenite phase in the austenite + ferrite two-phase temperature range There is also a martensitic stainless steel having a composition capable of diffusion bonding utilizing the movement of. Therefore, such martensitic stainless steel is also treated as a duplex stainless steel in this specification.
  • Examples of the specific component composition of the duplex stainless steel targeted in the present invention include those satisfying the following (A).
  • the X value indicated by 650 is 650-950.
  • the above-mentioned X value accurately estimates the austenite transformation start temperature Ac 1 point (° C.) in the temperature rising process in the two-phase steel having the austenite + ferrite two-phase temperature range of 880 ° C. or more. It is an indicator that can.
  • a steel having a ⁇ max represented by the following formula (2) of 20 to less than 100 can be applied.
  • ⁇ max 420C-11.5Si + 7Mn + 23Ni-11.5Cr-12Mo + 9Cu-49Ti-50Nb-52Al + 470N + 189
  • ⁇ max is an index that represents the amount (volume%) of the austenite phase that is produced when heated to about 1100 ° C.
  • ⁇ max is 100 or more, the steel can be regarded as a steel type that becomes an austenite single phase at a high temperature.
  • C By mass%, C: 0.0001 to 0.15%, Si: 0.001 to 1.2%, Mn: 0.001 to 1.2%, P: 0.001 to 0.04% S: 0.0005 to 0.03%, Ni: 0 to 0.6%, Cr: 11.5 to 32.0%, Mo: 0 to 2.5%, Cu: 0 to 1.0%, Nb: 0 to 1.0%, Ti: 0 to 1.0%, Al: 0 to 0.2%, N: 0 to 0.025%, B: 0 to 0.01%, V: 0 to 0 0.5%, W: 0 to 0.3%, Ca, Mg, Y, REM (rare earth elements) total: 0 to 0.1%, balance Fe and inevitable impurities.
  • the contact surface pressure between the two members used for diffusion bonding is 1.0 MPa or less. If the contact surface pressure is 1.0 MPa or less, diffusion bonding using no insert material can be performed with relatively simple equipment. What is necessary is just to set the contact surface pressure which is sufficient for diffusion joining to advance according to the steel grade to apply, heating holding temperature, and holding time in the range of 1.0 Mpa or less. In particular, when a steel having a ⁇ max of less than 100 is applied as the two-phase steel, good results can be easily obtained at a contact surface pressure of 0.8 MPa or less. On the other hand, when the contact surface pressure is extremely low, the heating and holding time becomes long and the productivity is lowered.
  • a contact surface pressure of 0.03 MPa or more it is preferable to ensure a contact surface pressure of 0.03 MPa or more, and the contact pressure may be controlled to be 0.1 MPa or more.
  • the surface used as the joining surface of the stainless steel material used for diffusion joining it is desirable for Ra to be 0.30 micrometer or less.
  • the surface finish may be pickling, bright annealing, or polishing.
  • the heating temperature for diffusion bonding is 880 ° C or higher. According to the study by the inventors, when using the grain boundary movement due to the transformation of the above-mentioned two-phase steel, diffusion bonding between stainless steel materials can be performed without holding at a high temperature as in the prior art. When the pressure is 1.0 MPa or lower, heating at 880 ° C. or higher is desired. A temperature of 900 ° C. or higher is more preferable from the viewpoint of promoting diffusion.
  • austenite + ferrite two-phase temperature range applied to both or one member.
  • austenite crystal grains easily grow over the interface position toward the contact partner material.
  • the grain boundary between the generated austenite crystal and the surrounding ferrite crystal is in a state of being very mobile due to the “transformation driving force” that tries to bring the ratio of the ferrite phase to the austenite phase closer to the equilibrium state.
  • the austenite crystal grows while moving the grain boundary into the adjacent ferrite crystal in the duplex phase steel.
  • the austenite crystal grains that are growing facing the interface with the contact partner material are moved to expand into the crystal grains of the contact partner material in order to become a more stable form of energy.
  • austenite crystal grains straddling the interface position are formed.
  • the crystal grains of both members facing the interface position in the vicinity of these austenite crystal grains also cause grain boundary movement due to diffusion and diffusion. Joining proceeds.
  • the two-phase steel having a chemical composition in which ⁇ max in the above formula (2) is 100 or less has a temperature range in which an austenite + ferrite two-phase structure is formed in a temperature range lower than about 1100 ° C.
  • diffusion bonding is performed under the conditions of a contact surface pressure of 0.03 to 0.8 MPa and a heating temperature of 880 to 1030 ° C. It is possible to proceed, which is advantageous for lowering the contact surface pressure and lowering the temperature of the diffusion bonding conditions.
  • the use of a two-phase steel with a ⁇ max of 50 to 80 further expands the degree of freedom of diffusion bonding conditions, and the appropriate conditions for the contact surface pressure of 0.03 to 0.5 MPa and the heating temperature of 880 to 1000 ° C. Can be found.
  • the upper limit of the heating temperature may be set in a low temperature range of 980 ° C. or lower, for example.
  • the heat of diffusion bonding is to heat and hold the member to be bonded in an atmosphere in which the pressure is approximately 10 ⁇ 3 Pa or less by evacuation. Can be done by.
  • the insert material is not used, and the stainless steel materials to be joined are brought into direct contact with each other.
  • the contact surface pressure is set within a range of 1.0 MPa or less.
  • a heating method in addition to a method of uniformly heating the entire member in the furnace with a heater, a method of heating the vicinity of the contact portion to a predetermined temperature by resistance heating by energization can be adopted.
  • the heating and holding time may be set in the range of 30 to 120 min.
  • Example 1 Steel plates having the chemical composition shown in Table 1 were prepared.
  • D-1 to D-3 are steels having a ⁇ max of less than 100
  • M-1 to M-2 are steels classified as so-called martensitic stainless steels
  • F-1 is a ferritic single phase steel
  • A-1 is an austenitic single steel. It is a phase steel.
  • Table 1 also lists the plate thickness, surface finish, and surface roughness Ra of the steel plate.
  • the metal structures of the prepared steel sheets are: D-1 to D to 3 are ferrite phase + carbide, M-1 and M-2 are ferrite phase + martensite phase, M-3 is martensite single phase, and F-1 is Ferrite single phase, A-1 is austenite single phase.
  • a plate test piece of 20 mm ⁇ 20 mm was cut out from each steel plate, and two test pieces were overlapped by the following method to attempt diffusion bonding.
  • the surface pressure applied to the contact surface of these two test pieces using a jig utilizing the principle of the two test pieces that are to be diffusion-bonded so that the surfaces are in contact with each other. (Contact surface pressure) was adjusted to a predetermined magnitude.
  • This jig is attached to a carbon composite column with a carbon composite arm rotatable around a fixed axis in the horizontal direction, and a load is applied to the specimens stacked by the gravity of the weight suspended on the arm. It is given.
  • this jig uses the fixed axis position of the arm as a fulcrum, the position where the load is applied to the stacked test pieces as the action point, and the position where the weight is suspended as the force point.
  • the gravity applied to the weight is amplified and acts on the contact surface of the test piece.
  • the two test pieces that are laminated are referred to as “steel material 1” and “steel material 2”, and a state in which the steel material 1 and the steel material 2 are laminated is referred to as a “laminate”.
  • the diffusion bonding of the steel materials 1 and 2 was tried by the following heat treatment.
  • a predetermined load is applied to the laminated body by the jig
  • the jig and the laminated body are placed in a vacuum furnace and evacuated to obtain a vacuum degree of 10 ⁇ 3 to 10 ⁇ 4 Pa.
  • the temperature was raised to a predetermined heating temperature set in a range of 880 ° C. or higher in about 1 h, held at that temperature for 2 h, then transferred to a cooling chamber and cooled.
  • the above degree of vacuum was maintained up to a holding temperature of ⁇ 100 ° C., and then Ar gas was introduced to cool to about 100 ° C. or less in a 90 kPa Ar gas atmosphere.
  • the inventors examined in detail the correspondence between the cross-sectional structure of the laminate after the heat treatment and the measurement result obtained by this measurement method, and the measurement result was the total thickness of the steel materials 1 and 2. It was confirmed that the area ratio of the joint portion occupying the contact area can be accurately evaluated by a value obtained by dividing the number of measurement points by the total number of measurements 49 (referred to as “joining ratio”). Therefore, diffusion bonding properties were evaluated according to the following evaluation criteria.
  • the laminated body after the heat treatment was subjected to a structure observation with an optical microscope in a region including an interface position in a cross section parallel to the thickness direction.
  • the degree of progress of diffusion bonding observed by microscopic observation that is, the degree of disappearance of the unbonded portion at the interface position
  • the value of the above-mentioned “bonding rate” had a good correspondence.
  • . 3 to 13 illustrate cross-sectional structure photographs for some examples. The structural photographs shown here were taken by intentionally selecting locations where as many unbonded portions as possible remained at the interface positions, except for those evaluated as ⁇ . Table 2 shows which test No. these cross-sectional structure photographs correspond to.
  • Comparative Examples No. 9, 17, 20, 22, and 25 had high crystallinity due to the high heating temperature (see FIGS. 4, 6, and 8).
  • Nos. 21 and 24 employ martensitic stainless steel with a ⁇ max of 100 or more as a two-phase steel, and the driving force for transformation to an austenite phase in a two-phase temperature range is less than that of a steel type with a ⁇ max of less than 100. It was thought that the temperature was small, and diffusion bonding did not proceed when the holding temperature was lowered to 1000 ° C.
  • No. 27 and No. 28 were unable to find appropriate diffusion bonding conditions by applying martensitic stainless steels that were considered to have no temperature range that would be an austenite + ferrite two-phase structure.
  • No. 32 and No. 33 were obtained by attempting diffusion bonding between steels having a ferrite single-phase structure and an austenite single-phase structure at 880 to 1080 ° C., respectively. Diffusion bonding at the heating temperature could not be realized
  • Example 2 Steel with the chemical composition shown in Table 3 is melted and hot rolled into a hot rolled sheet with a thickness of 3 to 4 mm. The thickness of the sheet is determined by the sequential steps of annealing, pickling, cold rolling, finish annealing, and pickling. A 1.0 mm test steel plate was used.
  • D-11 to D-15 are dual-phase steels of the present invention, F-11 is a ferritic single-phase steel, and A-11 is an austenitic single-phase steel.
  • Table 3 also lists the plate thickness, surface finish, and surface roughness Ra of the steel plate.
  • the metal structures of each steel sheet are: D-11 to D to 15 are ferrite phase + carbide, F-11 is a ferrite single phase, and A-11 is an austenite single phase.
  • a 100 mm square steel material (hereinafter referred to as “flat plate material”) was produced from each of the test steel plates of Steel D-11 to D-15 by cutting. Further, a steel material (hereinafter referred to as “frame material”) constituted by a frame having a width of 5 mm was produced by cutting the center of a 100 mm square plate by cutting from test steel plates of all steel types. At that time, burrs are not removed. In the flat plate member and the frame member, 6 mm ⁇ holes were formed at two locations near the upper end of the diagonal line. [1] and [5] in FIG. 14A schematically show the dimensions and shape of the flat plate, and [2] to [4] schematically show the dimensions and shape of the frame material. As shown in FIG.
  • Pattern A; [1] to [5] are all the same two-phase steel grades of the present invention.
  • Pattern B; [1] [3] [5] are the same two-phase steel types of the subject of the present invention, and [2] [4] corresponding to the counterpart material are the same austenitic or ferritic same steel types.
  • the laminate In diffusion bonding, the laminate is charged in a vacuum furnace and evacuated to a pressure of 10 ⁇ 3 Pa or lower, and then heated to a heating temperature set in the range of 900 to 1100 ° C. It hold
  • a diffusion bonded product having excellent reliability at a low temperature of 880 to 1000 ° C. can be obtained by applying the duplex steel of the present invention to at least one of both steel materials in the diffusion bonded portion. It was.
  • No. 49 and 50 which are comparative examples, did not use a duplex steel, and a diffusion bonded product excellent in reliability could not be obtained even at 1100 ° C.

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Abstract

　従来のインサート材挿入法と同等の作業負荷で実施できる「直接法」によって接合部の信頼性に優れたステンレス鋼材の拡散接合製品を提供することを目的とするステンレス鋼拡散接合製品の製造方法であって、ステンレス鋼材同士を直接接触させて拡散接合により一体化させるに際し、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。

Description

ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法
　本発明は、インサート材なしにステンレス鋼材同士を拡散接合するステンレス鋼拡散接合製品の製造方法に関する。
　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、拡散接合によって組み立てられたステンレス鋼拡散接合製品は、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、種々の用途に適用されている。拡散接合方法には、インサート材を接合界面に挿入し固相拡散または液相拡散により接合する「インサート材挿入法」と、双方のステンレス鋼材の表面同士を直接接触させて拡散接合する「直接法」がある。
　インサート材挿入法としては、例えば２相ステンレス鋼をインサート材に用いる方法（特許文献１）、ＮｉとＡｕを数μｍめっきした被接合物と同一組成の箔状インサート材を用いる液相拡散接合方法（特許文献２）、Ｓｉを１１.５％以下の範囲で多量に含有するオーステナイト系ステンレス鋼をインサート材に用いる方法（特許文献３）など、従来から多くの技術が知られている。また、ニッケル系のろう材（例えばＪＩＳ：ＢＮｉ－１～７）や、銅系のろう材をインサート材として用いる「ろう付け」も液相拡散接合の１種と見ることができる。これらのインサート材挿入法は確実な拡散接合を比較的簡便に実現できる点で有利である。しかし、インサート材を用いることによりコストが増大する点や、接合部分が異種金属となることにより耐食性が低下する場合がある点で直接法よりも不利となる。
　他方、直接法はインサート材挿入法に比べ一般に十分な接合強度を得ることが難しいとされる。しかし、製造コスト低減の面で有利となる可能性を含んでいることから、直接法に関しても種々の方法が検討されてきた。例えば特許文献４には鋼中のＳ量を０.０１％以下とし所定温度の非酸化性雰囲気中で拡散接合することで材料の変形を回避してステンレス鋼材の拡散接合性を向上させる技術が開示されている。特許文献５には酸洗処理により表面に凹凸を付与したステンレス鋼箔材を使用する方法が開示されている。特許文献６には拡散接合の阻害要因となるアルミナ皮膜が拡散接合時に生成しにくいようにＡｌ含有量を抑制したステンレス鋼を被接合材として用いる方法が開示されている。特許文献７には冷間加工により変形を付与したステンレス鋼箔を用いて拡散を促進させることが開示されている。特許文献８には組成を適性化した直接拡散接合用のフェライト系ステンレス鋼が記載されている。
特開昭６３－１１９９９３号公報 特開平４－２９４８８４号公報 特公昭５７－４４３１号公報 特開昭６２－１９９２７７号公報 特開平２－２６１５４８号公報 特開平７－２１３９１８号公報 特開平９－２７９３１０号公報 特開平９－９９２１８号公報 特開２０００－３０３１５０号公報
　上述の技術などによりステンレス鋼材の拡散接合は直接法によっても可能となった。しかし工業的には、直接法はステンレス鋼材の拡散接合方法の主流として定着するには至っていない。その主たる理由は、接合部の信頼性（接合強度や密封性）確保と、製造負荷抑制の両立が難しいことにある。従来の知見によると、直接法により接合部の信頼性を確保するためには接合温度を１１００℃を超える高温としたり、ホットプレスやＨＩＰ等により高い面圧を付与したりする負荷の大きい工程を採用する必要があり、それによるコスト増大が避けられない。ステンレス鋼材の拡散接合を通常のインサート材挿入法と同等の作業負荷にて実施すると、接合部の信頼性を十分に確保することは難しいのが現状である。
　本発明は、従来のインサート材挿入法と同等の作業負荷で実施できる「直接法」によって接合部の信頼性に優れたステンレス鋼材の拡散接合製品を提供しようというものである。
　発明者らの詳細な研究の結果、拡散接合時に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利用すると、特別な高温加熱や高面圧を付与することなく、ステンレス鋼材同士の境界における拡散が促進することがわかった。本発明はこのような相変態に伴う結晶粒の成長（相境界の移動）を利用してインサート材を使用せずにステンレス鋼材同士を拡散接合するものである。
　すなわち本発明では、ステンレス鋼材同士を直接接触させて拡散接合により一体化させるに際し、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、ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法が提供される。
　特に、接触させる双方のステンレス鋼材の少なくとも一方に下記（Ａ）の化学組成を有しオーステナイト＋フェライト２相温度域を８８０℃以上の範囲に持つ２相系鋼を適用することができる。
（Ａ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～１.０％、Ｍｎ：０.００１～１.０％、Ｎｉ：０.０５～２.５％、Ｃｒ：１３.０～１８.５％、Ｃｕ：０～０.２％、Ｍｏ：０～０.５％、Ａｌ：０～０.０５％、Ｔｉ：０～０.２％、Ｎｂ：０～０.２％、Ｖ：０～０.２％、Ｂ：０～０.０１％、Ｎ：０.００５～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるＸ値が６５０～９５０である。
　Ｘ値＝３５（Ｃｒ＋１.７２Ｍｏ＋２.０９Ｓｉ＋４.８６Ｎｂ＋８.２９Ｖ＋１.７７Ｔｉ＋２１.４Ａｌ＋４０.０Ｂ－７.１４Ｃ－８.０Ｎ－３.２８Ｎｉ－１.８９Ｍｎ－０.５１Ｃｕ）＋３１０　…（１）
　一般にステンレス鋼は常温での金属組織に基づいてオーステナイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼、マルテンサイト系ステンレス鋼などに分類されるが、本明細書でいう「２相系鋼」はＡｃ1点以上の温度域でオーステナイト＋フェライト２相組織となる鋼である。このような２相系鋼の中に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に分類されるステンレス鋼が含まれる。
　拡散接合に供する双方のステンレス鋼材の組み合わせについては、以下の３パターンを例示することができる。
〔パターン１〕拡散接合に供する双方のステンレス鋼材がいずれも上記（Ａ）の化学組成を有する２相系鋼である場合。
〔パターン２〕拡散接合に供する双方のステンレス鋼材のうち一方が上記（Ａ）の化学組成を有する２相系鋼であり、他方が下記（Ｂ）の化学組成を有する鋼である場合。
〔パターン３〕拡散接合に供する双方のステンレス鋼材のうち一方が下記（Ａ）の化学組成を有する２相系鋼であり、他方が下記（Ｃ）の化学組成を有する鋼である場合。
（Ｂ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～４.０％、Ｍｎ：０.００１～２.５％、Ｐ：０.００１～０.０４５％、Ｓ：０.０００５～０.０３％、Ｎｉ：６.０～２８.０％、Ｃｒ：１５.０～２６.０％、Ｍｏ：０～７.０％、Ｃｕ：０～３.５％、Ｎｂ：０～１.０％、Ｔｉ：０～１.０％、Ａｌ：０～０.１％、Ｎ：０～０.３％、Ｂ：０～０.０１％、Ｖ：０～０.５％、Ｗ：０～０.３％、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類元素）の合計：０～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
（Ｃ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～１.２％、Ｍｎ：０.００１～１.２％、Ｐ：０.００１～０.０４％、Ｓ：０.０００５～０.０３％、Ｎｉ：０～０.６％、Ｃｒ：１１.５～３２.０％、Ｍｏ：０～２.５％、Ｃｕ：０～１.０％、Ｎｂ：０～１.０％、Ｔｉ：０～１.０％、Ａｌ：０～０.２％、Ｎ：０～０.０２５％、Ｂ：０～０.０１％、Ｖ：０～０.５％、Ｗ：０～０.３％、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類元素）の合計：０～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
　ここで、（Ｂ）はオーステナイト系ステンレス鋼を含む組成範囲であり、（Ｃ）はフェライト系ステンレス鋼を含む組成範囲である。
　上記（Ａ）の組成を有する２相系鋼において、特に下記（２）式で示されるγmaxが２０～１００未満である鋼を適用すると拡散接合条件の自由度が一層拡がる。このような鋼を提供した場合には、接触面圧０.０３～０.８ＭＰａ、保持温度８８０～１０３０℃の条件範囲で拡散接合を進行させるとよい。
　γmax＝４２０Ｃ－１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１.５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５０Ｎｂ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９　…（２）
　上記（１）式、（２）式の成分元素の箇所には質量％で表された当該元素の含有量の値が代入される。含有しない元素については０（ゼロ）が代入される。
　本発明に従うステンレス鋼拡散接合構造は接合強度および密封性に優れ、インサート材を使用していないので異種金属（特にＣｕを含む金属）との接触に起因する耐食性低下を回避するうえで有効である。また、従来の直接法によるステンレス鋼材の拡散接合と比べ低接触面圧化、低温度化が可能となり、インサート材挿入法に適用されている一般的な拡散接合設備が利用できる。このためインサート材を使用しないことによる製造コスト低減効果が作業負荷の増大によって相殺されることもない。したがって本発明は信頼性の高いステンレス鋼拡散接合製品の普及に寄与するものである。
本発明対象の２相系鋼を双方の鋼材に用いて９００℃での拡散接合を試みた接合界面付近の断面組織写真。 拡散接合を試みた積層体表面上の超音波厚さ計による厚さ測定点の位置を示す図。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（本発明例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（比較例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（本発明例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（比較例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（本発明例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（比較例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（比較例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（比較例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（比較例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（比較例）。 拡散接合試験に供した積層体の断面組織写真（比較例）。 実施例２に用いた被接合材である各ステンレス鋼材の寸法形状および拡散接合製品の外形を模式的に示した図。
　一般的にステンレス鋼材同士を直接接触させた状態で拡散接合が完了するまでには、以下の過程を経ると考えられる。
［１］接触面の凹凸が変形して密着し、接触面積が増大する過程。
［２］接触面に存在していた双方の鋼材の表面酸化皮膜が分解および拡散消失する過程。
［３］原子の相互拡散および結晶粒の成長が生じる過程。
［４］接触面に介在するボイド内の残留ガスが金属素地との反応により消失する過程。
　ステンレス鋼材の表面酸化皮膜は強固な不動態皮膜であるため、特に［２］の過程を完了させるためには高い接触面圧や高温での長時間保持が必要となる。これがステンレス鋼材の直接拡散接合法の工業的な普及を阻む要因となっている。
　発明者らは鋭意研究の結果、上記［２］の過程の完了を必要とすることなくステンレス鋼材の直接拡散接合を実現する手法を見出した。その手法の骨子は双方のステンレス鋼材の接触面近傍で生じる相変態の駆動力を利用して拡散接合を行うことにある。それによれば従来より低温、低接触面圧の条件で工業的な直接拡散接合が実施でき、接合面の信頼性も向上する。
　図１に、本発明対象の化学組成を有する２相系鋼を双方の鋼材に用いて９００℃での拡散接合を試みた場合の接合界面付近の断面組織を例示する。この２相系鋼は後述表１のＤ－２に相当する鋼であり、拡散接合前の金属組織はフェライト相＋Ｍ23Ｃ6（ＭはＣｒ等の金属元素）系炭化物である。板厚１.０ｍｍの２Ｄ仕上材を試料に用い、表面粗さＲａが０.２１μｍである表面同士を直接接触させ、接触面圧を０.３ＭＰａとし、真空引きにより１０-3Ｐａの圧力としたチャンバー内で、ヒーターにより試料を常温から９００℃まで約１ｈで昇温させ、９００℃に到達後その温度で保持し、所定の保持時間が経過した時点で炉から取り出して急冷し、断面組織を調査したものである。図１（ａ）は保持時間１０ｍｉｎ、（ｂ）は保持時間５０ｍｉｎの段階である。
　本明細書では、拡散接合前に双方の部材が接触していた位置を「界面位置」と呼ぶ。
　図１（ａ）に見られるように、保持時間１０ｍｉｎの段階で、界面位置を跨ぐ結晶粒が生じている。それらの結晶粒は昇温前のフェライト相と炭化物から変態により生成したオーステナイト相に相当するものである（写真は保持温度から急冷後に撮影したので、前記オーステナイト相はマルテンサイト相となっている）。この例では拡散接合前の金属組織がフェライト相＋炭化物であるため、オーステナイト相への変態は炭化物を起点として生じる。生成したオーステナイト結晶はフェライト相中に粒界を拡げながら成長する。すなわち、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オーステナイト結晶粒が成長する。
　図１の例では双方の鋼材が同じ２相系鋼であるため、界面位置近傍に存在しているどちらかの鋼材の炭化物を起点として生成したオーステナイト相が成長する際、そのオーステナイト結晶粒が相手側鋼材の結晶の一部を取り込んで１つのオーステナイト結晶粒として成長し、拡散接合が進行していく。なお、図１（ａ）の段階では、界面位置には未接合部分が多く残っている。
　相手側の鋼材が拡散接合の保持温度でオーステナイト単相となる鋼やフェライト単相となる鋼であっても、２相系鋼の界面位置近傍の炭化物を起点として生成したオーステナイト結晶粒が成長する際、界面位置を跨いで相手材の結晶中へも成長することが確認されている。
　本発明の対象となる２相系鋼の金属組織は、化学組成や鋼板製造条件によってフェライト相＋炭化物、フェライト相＋マルテンサイト相、またはマルテンサイト単相となる。拡散接合時に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に伴う原子の拡散を利用するためには、拡散接合の加熱によってオーステナイトが生成し始める時点においてフェライト相が５０体積％以上存在していることが望ましい。拡散接合に供する前記２相系鋼がマルテンサイト単相の金属組織を有している場合には、予め焼鈍を施してフェライト相＋マルテンサイト相の組織としておくことが効果的である。その焼鈍としては例えば６００℃～Ａｃ1点＋５０℃に材料を保持する条件が採用できるが、通常は拡散接合の昇温過程で焼鈍効果が得られ、フェライト相が存在する組織状態でオーステナイト相の生成開始を迎えることができる。
　オーステナイト結晶は、フェライト相＋炭化物の組織を有する２相系鋼では炭化物を起点として生成し、フェライト相＋マルテンサイト相の組織を有する２相系鋼ではマルテンサイト相を起点そして生成する。いずれの場合も２相系鋼中のオーステナイト結晶は周囲のフェライト相中へと粒界を移動させながら成長する。その際、双方の鋼材間の界面位置では拡散の障壁となる酸化物の完全消失を待たずに接合相手材の方へ結晶粒界が移動する。
　拡散接合が進行する温度での保持時間を十分に確保するとオーステナイト相の体積率増大は終了し、残部のフェライト結晶粒にも粒界移動が生じるようになる。そして、図１（ｂ）のように、界面位置を乗り越えて成長したフェライト結晶粒が観察されるようになる。この段階になると、界面位置に残る未接合部分は非常に少なくなっており、双方の鋼材は拡散接合によって一体化したものとみなすことができる。後述する超音波厚さ計による測定で界面位置のほとんどの部分が接合している状態であることが確認できる。
〔２相系鋼〕
　本発明では、低温・低接触面圧下で直接法による拡散接合を実現するために、拡散接合に供する双方のステンレス鋼材のうち少なくとも一方に、拡散接合が進行する温度域でオーステナイト＋フェライト２相組織となる鋼（２相系鋼）を適用する。具体的には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相系鋼が好適な対象となる。ここで、Ａｃ1点が８８０℃以上であれば必然的に８８０℃以上の範囲に２相温度域を有することとなるが、Ａｃ1点があまり高いとそれに伴って２相温度域の下限が上昇するので、加熱温度の設定下限も高くなり、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利用して比較的低温でインサート材を使わずに拡散接合を行うという本発明のメリットが活かせない。種々検討の結果、Ａｃ1点が９５０℃以下の範囲にある鋼を適用することが有効であり、９００℃以下の鋼がより好適である。
　本発明で適用する２相系鋼は、拡散接合を進行させる温度域でオーステナイト＋フェライト２相組織を呈するものであれば、いわゆる「マルテンサイト系ステンレス鋼」に分類される鋼種であっても構わない。マルテンサイト系ステンレス鋼は例えば１０５０℃以上といった高温のオーステナイト単相域から急冷することによってマルテンサイト組織を得る鋼種であるが、オーステナイト＋フェライト２相温度域でオーステナイト相への変態に伴う結晶粒界の移動を利用した拡散接合が可能な組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼も存在する。したがって、そのようなマルテンサイト系ステンレス鋼も、本明細書では２相系鋼として扱っている。
　本発明で対象とする２相系鋼の具体的な成分組成としては、下記（Ａ）を満たすものが例示できる。
（Ａ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～１.０％、Ｍｎ：０.００１～１.０％、Ｎｉ：０.０５～２.５％、Ｃｒ：１３.０～１８.５％、Ｃｕ：０～０.２％、Ｍｏ：０～０.５％、Ａｌ：０～０.０５％、Ｔｉ：０～０.２％、Ｎｂ：０～０.２％、Ｖ：０～０.２％、Ｂ：０～０.０１％、Ｎ：０.００５～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるＸ値が６５０～９５０である。
　Ｘ値＝３５（Ｃｒ＋１.７２Ｍｏ＋２.０９Ｓｉ＋４.８６Ｎｂ＋８.２９Ｖ＋１.７７Ｔｉ＋２１.４Ａｌ＋４０.０Ｂ－７.１４Ｃ－８.０Ｎ－３.２８Ｎｉ－１.８９Ｍｎ－０.５１Ｃｕ）＋３１０　…（１）
　ここで、上記Ｘ値は、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相系鋼において、昇温過程でのオーステナイト変態開始温度Ａｃ1点（℃）を精度良く推定することができる指標である。
　前記（Ａ）の化学組成を有する２相系鋼として、特に下記（２）式で示されるγmaxが２０～１００未満である鋼を適用することができる。
　γmax＝４２０Ｃ－１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１.５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５０Ｎｂ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９　…（２）
　γmax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量（体積％）を表す指標である。γmaxが１００以上となる場合、その鋼は高温でオーステナイト単相となる鋼種であるとみなすことができる。γmaxが２０～１００未満である鋼においては、γ単相域を避ける温度設定が容易であり、より低温、低接触面圧側に適正条件の自由度が拡がる。γmaxが５０～８０である鋼を適用することが一層好ましい。
〔接合相手の鋼種〕
　上記２相系鋼からなる鋼材と拡散接合により一体化させる相手材としては、上記２相系鋼を適用できる他、拡散接合の加熱温度域でオーステナイト単相となるオーステナイト系鋼種やフェライト単相となるフェライト系鋼種を適用することができる。２相系鋼以外を相手材に用いても、一方の２相系鋼内で変態により成長するオーステナイト相は界面位置から相手材の方へも成長するので、界面位置を跨ぐ結晶粒を介する健全な拡散接合部を構築することが可能である。
　上記オーステナイト系またはフェライト系の鋼種としては用途に応じて種々の既存鋼種が適用でき、拡散接合性の観点からは特に成分組成にこだわる必要はない。具体的な成分組成範囲は、オーステナイト系鋼種としては下記（Ｂ）、フェライト系鋼種としては下記（Ｃ）のものを挙げることができる。
（Ｂ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～４.０％、Ｍｎ：０.００１～２.５％、Ｐ：０.００１～０.０４５％、Ｓ：０.０００５～０.０３％、Ｎｉ：６.０～２８.０％、Ｃｒ：１５.０～２６.０％、Ｍｏ：０～７.０％、Ｃｕ：０～３.５％、Ｎｂ：０～１.０％、Ｔｉ：０～１.０％、Ａｌ：０～０.１％、Ｎ：０～０.３％、Ｂ：０～０.０１％、Ｖ：０～０.５％、Ｗ：０～０.３％、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類元素）の合計：０～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
（Ｃ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～１.２％、Ｍｎ：０.００１～１.２％、Ｐ：０.００１～０.０４％、Ｓ：０.０００５～０.０３％、Ｎｉ：０～０.６％、Ｃｒ：１１.５～３２.０％、Ｍｏ：０～２.５％、Ｃｕ：０～１.０％、Ｎｂ：０～１.０％、Ｔｉ：０～１.０％、Ａｌ：０～０.２％、Ｎ：０～０.０２５％、Ｂ：０～０.０１％、Ｖ：０～０.５％、Ｗ：０～０.３％、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類元素）の合計：０～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
〔拡散接合条件〕
　拡散接合に供する両部材間の接触面圧は１.０ＭＰａ以下とする。接触面圧が１.０ＭＰａ以下であれば、比較的簡便な設備にてインサート材を用いない拡散接合が実施できる。適用する鋼種や加熱保持温度・保持時間に応じて拡散接合が進行するに足る接触面圧を１.０ＭＰａ以下の範囲で設定すればよい。特に上記２相系鋼としてγmaxが１００未満の鋼を適用する場合には０.８ＭＰａ以下の接触面圧にて良好な結果を得やすい。一方、接触面圧が極端に低いと加熱保持時間が長くなり生産性が低下する。工業的には０.０３ＭＰａ以上の接触面圧を確保することが好ましく、０.１ＭＰａ以上となるように管理してもよい。なお、拡散接合に供するステンレス鋼材の接合面となる表面は、Ｒａが０.３０μｍ以下に平滑であることが望ましい。表面の仕上は、酸洗、光輝焼鈍、研磨のいずれであっても構わない。
　拡散接合の加熱温度は８８０℃以上とする。発明者らの検討によれば、上記２相系鋼の変態による粒界移動を利用する場合、従来のように高温に保持しなくてもステンレス鋼材同士の拡散接合が可能となるが、接触面圧を１.０ＭＰａ以下の条件とする場合、８８０℃以上での加熱が望まれる。９００℃以上とすることが拡散促進の観点からより好ましい。
　ただし、双方または一方の部材に適用する前記２相系鋼のオーステナイト＋フェライト２相温度域に加熱保持する必要がある。これら２相が共存する温度域に保持することで、新たに成長するオーステナイト結晶粒が接触相手材の方へと界面位置を乗り越えて成長しやすい。そのメカニズムについては現時点で不明な点も多いが以下のようなことが考えられる。２相系鋼中にフェライト相が存在している状態でオーステナイト＋フェライト２相共存温度域に加熱すると、その２相系鋼中では、まず炭化物やマルテンサイト相を起点としてオーステナイト結晶が生成する。生成したオーステナイト結晶とその周囲のフェライト結晶の間の結晶粒界は、フェライト相とオーステナイト相の比率を平衡状態に近づけようとする「変態の駆動力」によって、非常に動きやすい状態となる。この変態の駆動力を利用してオーステナイト結晶は２相系鋼中で隣接するフェライト結晶の中に粒界を移動させながら成長する。その際、接触相手材との界面位置に面して成長中のオーステナイト結晶粒は、エネルギー的により安定した存在形態となろうとして接触相手材の結晶粒内へも粒界を移動して拡がるものと考えられ、結果的に界面位置を跨ぐオーステナイト結晶粒となる。両部材の界面位置が部分的にオーステナイト結晶粒で繋がると、それらのオーステナイト結晶粒の近傍で界面位置に面して存在している両部材の結晶粒も拡散によって互いに粒界移動を生じ、拡散接合が進行していく。
　８８０℃以上でフェライト単相となる鋼やオーステナイト単相となる鋼を上記２相系鋼の代わりに用いた場合には、接触面圧１.０ＭＰａ以下、加熱温度８８０～１０８０℃という低接触面圧・低温加熱での条件下では界面位置に未接合部分（欠陥）が残りやすいことが確認されている。このことから、上記２相系鋼の変態駆動力を利用することが、低接触面圧・低温加熱でのステンレス鋼材同士の拡散接合の進行を促進させるうえで極めて有利であると言える。
　上記（２）式のγmaxが１００以下である化学組成を有する２相系鋼は、概ね１１００℃より低い温度範囲にオーステナイト＋フェライト２相組織となる温度領域がある。発明者らの検討によると、γmaxが２０～１００未満に調整された２相系鋼を用いる場合、接触面圧０.０３～０.８ＭＰａ、加熱温度８８０～１０３０℃の条件範囲で拡散接合を進行させることができ、拡散接合条件の低接触面圧化、低温度化に有利となる。特にγmaxが５０～８０である２相系鋼を用いると拡散接合条件の自由度がより一層拡大し、接触面圧０.０３～０.５ＭＰａ、加熱温度８８０～１０００℃の範囲に適正な条件を見出すことができる。この場合、加熱温度の上限は例えば９８０℃以下の低温域に設定してもよい。
　拡散接合の加熱は従来一般的なインサート材を用いたステンレス鋼材同士の拡散接合の場合と同様に、真空引きにより圧力を概ね１０-3Ｐａ以下とした雰囲気中で被接合部材を加熱保持することによって行うことができる。ただし、インサート材は使用せず、接合するステンレス鋼材同士を直接接触させる。接触面圧は前述のように１.０ＭＰａ以下の範囲で設定する。加熱方法はヒーターにより炉内の部材全体を均一に加熱する方法の他、通電による抵抗加熱によって接触部近傍を所定の温度に加熱する方法を採用することもできる。加熱保持時間は３０～１２０ｍｉｎの範囲で設定すればよい。
〔実施例１〕
　表１に示す化学組成を有する鋼板を用意した。Ｄ－１～Ｄ－３はγmaxが１００未満の鋼、Ｍ－１～Ｍ－２はいわゆるマルテンサイト系ステンレス鋼に分類される鋼、Ｆ－１はフェライト単相鋼、Ａ－１はオーステナイト単相鋼である。鋼板の板厚、表面仕上、表面粗さＲａも表１に記載してある。用意した各鋼板の金属組織は、Ｄ－１～Ｄ～３はフェライト相＋炭化物、Ｍ－１、Ｍ－２はフェライト相＋マルテンサイト相、Ｍ－３はマルテンサイト単相、Ｆ－１はフェライト単相、Ａ－１はオーステナイト単相である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　各鋼板から２０ｍｍ×２０ｍｍの平板試験片を切り出し、以下の方法にて２枚の試験片を重ね合わせて拡散接合を試みた。
　拡散接合を試みる２枚の試験片を互いの表面同士が接触するように積層した状態とし、てこの原理を利用した治具を用いてこれら２枚の試験片の接触表面に付与される面圧（接触面圧）を所定の大きさに調整した。この治具はカーボンコンポジット製の支柱にカーボンコンポジット製のアームが水平方向の固定軸周りに回転可能な状態で取付けられており、そのアームに吊り下げた錘の重力によって積層した試験片に荷重を付与するものである。すなわちこの治具は、アームの前記固定軸位置を支点、積層した試験片に荷重を付与する位置を作用点、錘を吊す位置を力点とし、支点と力点の間に作用点が位置するてこを構成しており、錘にかかる重力が増幅されて試験片の接触面に作用するようになっている。以下、積層した２枚の試験片を「鋼材１」および「鋼材２」と呼び、鋼材１と鋼材２が積層した状態のものを「積層体」と呼ぶ。
　以下の加熱処理により鋼材１と鋼材２の拡散接合を試みた。上記治具により積層体に所定の荷重を付与した状態とし、治具と積層体を真空炉に装入し、真空引きを行って圧力１０-3～１０-4Ｐａの真空度としたのち、８８０℃以上の範囲に設定した所定の加熱温度まで約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。冷却は保持温度－１００℃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１００℃以下まで冷却した。
　上記加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、図２に示すように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鋼材１と鋼材２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、板厚測定値が鋼材１と鋼材２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。発明者らは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詳細に調べたところ、測定結果が鋼材１と鋼材２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「接合率」と呼ぶ）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％（拡散接合性；優秀）
　○：接合率９０～９９％（拡散接合性；良好）
　△：接合率６０～８９％（拡散接合性；やや不良）
　×：接合率０～５９％（拡散接合性；不良）
種々検討の結果、○評価において拡散接合部の強度は十分に確保され、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。
　評価結果を表２に示す。
　また、上記加熱処理を終えた積層体について、厚さ方向に平行な断面内の界面位置を含む領域について光学顕微鏡で組織観察を行った。その結果、顕微鏡観察により観測される拡散接合の進行の程度（すなわち界面位置における未接合部分の消失の程度）と、上記の「接合率」の値は良好な対応関係にあることが確認された。図３～図１３に、いくつかの例について断面組織写真を例示する。ここに示した組織写真は、◎評価のものを除き、界面位置に未接合部分ができるだけ多く残存している箇所を意図的に選んで撮影したものである。これらの断面組織写真がどの試験Ｎｏ.に該当するかは表２中に記載してある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２からわかるように、本発明に従う２相系鋼を双方または一方の鋼材に用いた本発明例では、接触面圧１.０ＭＰａ以下かつ加熱温度１０８０℃以下の条件で拡散接合を進行させることができ、健全な拡散接合部が得られた。加熱温度を１１００℃以上といった高温に設定する必要がないことから結晶粒の粗大化も抑制され、拡散接合製品の機械的性質の改善にもつながる。γmaxが１００以下である２相系鋼（Ｄ－１～Ｄ－３）を採用した場合には適正な拡散接合条件範囲が接触面圧、保持温度とも低い方向に拡がる。中でもγmaxが５０～８０に調整された２相系鋼（Ｄ－１、Ｄ－２）を使用すると適正条件範囲が一層拡がり、製造コストの面でも有利となる。
　これに対し、比較例Ｎｏ.９、１７、２０、２２、２５は加熱温度が高いために結晶粒が粗大化した（図４、図６、図８参照）。Ｎｏ.２１、２４は２相系鋼としてγmaxが１００以上のマルテンサイト系ステンレス鋼を採用したものであり、２相温度域でのオーステナイト相への変態の駆動力はγmaxが１００未満の鋼種より小さいものと考えられ、保持温度を１０００℃まで下げると拡散接合は進行しなかった。Ｎｏ.２７、２８はオーステナイト＋フェライト２相組織となる温度域が存在しないと考えられるマルテンサイト系ステンレス鋼同士を適用したことにより、適正な拡散接合条件を見出すことができなかった。Ｎｏ.３２およびＮｏ.３３は８８０～１０８０℃においてそれぞれフェライト単相組織およびオーステナイト単相組織となる鋼同士の拡散接合を試みたものであるが、本発明例のように低接触面圧、低加熱温度での拡散接合は実現できななかった。
〔実施例２〕
　表３に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚３～４ｍｍの熱延板とし、焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗を順次行う工程により板厚１.０ｍｍの供試鋼板とした。Ｄ－１１～Ｄ－１５は本発明対象の２相系鋼、Ｆ－１１はフェライト単相鋼、Ａ－１１はオーステナイト単相鋼である。鋼板の板厚、表面仕上、表面粗さＲａも表３に記載してある。各鋼板の金属組織は、Ｄ－１１～Ｄ～１５はフェライト相＋炭化物、Ｆ－１１はフェライト単相、Ａ－１１はオーステナイト単相である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　鋼Ｄ－１１～Ｄ－１５の各供試鋼板から切削加工により１００ｍｍ角の鋼材（以下「平板材」という）を作製した。また、全ての鋼種の供試鋼板から切削加工により１００ｍｍ角の板の中央をくりぬいて幅５ｍｍの枠で構成される鋼材（以下「枠材」という）を作製した。その際、バリは除去していない。平板材と枠材には対角線上端部付近２箇所に６ｍｍΦの穴を形成した。図１４（ａ）の［１］［５］に平板材の寸法・形状を、同［２］～［４］に枠材の寸法・形状をそれぞれ模式的に示してある。図１４に示すように３枚の枠材を重ね、その両側を平板材で蓋をするように、図１４（ａ）に示す［１］～［５］の積層順でこれらの鋼材を重ね合わせて積層体とし、各鋼材を連通する上記穴にＡｌｌｏｙ６００製の５ｍｍΦのピンを差し込み、水平に置かれたこの積層体の上面に質量５ｋｇの錘を乗せ、真空拡散接合に供した。このとき鋼材間の接触面には約０.０５ＭＰａの面圧が付与されている。
　鋼材［１］～［５］の組み合わせは以下の２パターンとした。
パターンＡ；［１］～［５］全てが本発明対象の２相系同一鋼種。
パターンＢ；［１］［３］［５］が本発明対象の２相系同一鋼種、その相手材に相当する［２］［４］がオーステナイト系同一鋼種またはフェライト系同一鋼種。
　拡散接合は、上記積層体を真空炉に装入して１０-3Ｐａ以下の圧力となるまで真空引きした後、９００～１１００℃の範囲に設定した加熱温度まで昇温してその温度に６０ｍｉｎ保持し、その後、炉中で放冷する手法にて行った。
〔拡散接合部の信頼性評価〕
　上記のステンレス鋼拡散接合製品（図１４（ｂ）の形状のもの）について、大気中８００℃で２４ｈの加熱試験に供した。その後、図１４（ｂ）のａ－ａ’の位置で積層方向に切断し、内部の空洞表面（内表面）の酸化の有無を目視で調査した。拡散接合部に外部と繋がる空隙が存在していた場合や、当該加熱処理時に拡散接合部に破損が生じた場合には、内部に酸素が侵入するため加熱試験後の内表面は酸化され、当初の金属光沢が失われる。一方、拡散接合部の健全性が維持され内部が高真空の状態に保たれている場合は加熱試験後の内表面はステンレス鋼特有の金属光沢を呈する。そこで、内表面が当初の金属光沢を維持しているステンレス鋼拡散接合製品を○（拡散接合部の信頼性；良好）、それ以外を×（拡散接合部の信頼性；不良）と評価した。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４からわかるように、拡散接合部において双方の鋼材の少なくとも一方に本発明対象の２相系鋼を適用することによって、８８０～１０００℃という低温下で信頼性に優れる拡散接合製品が得られた。
　これに対し比較例であるＮｏ.４９、５０は２相系鋼を使用しなかったものであり、１１００℃でも信頼性に優れる拡散接合製品が得られなかった。

Claims (6)

  1. 　ステンレス鋼材同士を直接接触させて拡散接合により一体化させるに際し、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、ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法。
  2. 　ステンレス鋼材同士を直接接触させて拡散接合により一体化させるに際し、接触させる双方のステンレス鋼材の少なくとも一方に下記（Ａ）の化学組成を有しオーステナイト＋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、ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法。
    （Ａ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～１.０％、Ｍｎ：０.００１～１.０％、Ｎｉ：０.０５～２.５％、Ｃｒ：１３.０～１８.５％、Ｃｕ：０～０.２％、Ｍｏ：０～０.５％、Ａｌ：０～０.０５％、Ｔｉ：０～０.２％、Ｎｂ：０～０.２％、Ｖ：０～０.２％、Ｂ：０～０.０１％、Ｎ：０.００５～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるＸ値が６５０～９５０である。
    　Ｘ値＝３５（Ｃｒ＋１.７２Ｍｏ＋２.０９Ｓｉ＋４.８６Ｎｂ＋８.２９Ｖ＋１.７７Ｔｉ＋２１.４Ａｌ＋４０.０Ｂ－７.１４Ｃ－８.０Ｎ－３.２８Ｎｉ－１.８９Ｍｎ－０.５１Ｃｕ）＋３１０　…（１）
  3. 　ステンレス鋼材同士を直接接触させて拡散接合により一体化させるに際し、接触させる双方のステンレス鋼材の一方に下記（Ａ）の化学組成を有しオーステナイト＋フェライト２相温度域を８８０℃以上の範囲に持つ２相系鋼、他方に下記（Ｂ）の化学組成を有するステンレス鋼をそれぞれ適用し、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、ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法。
    （Ａ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～１.０％、Ｍｎ：０.００１～１.０％、Ｎｉ：０.０５～２.５％、Ｃｒ：１３.０～１８.５％、Ｃｕ：０～０.２％、Ｍｏ：０～０.５％、Ａｌ：０～０.０５％、Ｔｉ：０～０.２％、Ｎｂ：０～０.２％、Ｖ：０～０.２％、Ｂ：０～０.０１％、Ｎ：０.００５～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるＸ値が６５０～９５０である。
    　Ｘ値＝３５（Ｃｒ＋１.７２Ｍｏ＋２.０９Ｓｉ＋４.８６Ｎｂ＋８.２９Ｖ＋１.７７Ｔｉ＋２１.４Ａｌ＋４０.０Ｂ－７.１４Ｃ－８.０Ｎ－３.２８Ｎｉ－１.８９Ｍｎ－０.５１Ｃｕ）＋３１０　…（１）
    （Ｂ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～４.０％、Ｍｎ：０.００１～２.５％、Ｐ：０.００１～０.０４５％、Ｓ：０.０００５～０.０３％、Ｎｉ：６.０～２８.０％、Ｃｒ：１５.０～２６.０％、Ｍｏ：０～７.０％、Ｃｕ：０～３.５％、Ｎｂ：０～１.０％、Ｔｉ：０～１.０％、Ａｌ：０～０.１％、Ｎ：０～０.３％、Ｂ：０～０.０１％、Ｖ：０～０.５％、Ｗ：０～０.３％、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類元素）の合計：０～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
  4. 　ステンレス鋼材同士を直接接触させて拡散接合により一体化させるに際し、接触させる双方のステンレス鋼材の一方に下記（Ａ）の化学組成を有しオーステナイト＋フェライト２相温度域を８８０℃以上の範囲に持つ２相系鋼、他方に下記（Ｃ）の化学組成を有するステンレス鋼をそれぞれ適用し、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、ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法。
    （Ａ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～１.０％、Ｍｎ：０.００１～１.０％、Ｎｉ：０.０５～２.５％、Ｃｒ：１３.０～１８.５％、Ｃｕ：０～０.２％、Ｍｏ：０～０.５％、Ａｌ：０～０.０５％、Ｔｉ：０～０.２％、Ｎｂ：０～０.２％、Ｖ：０～０.２％、Ｂ：０～０.０１％、Ｎ：０.００５～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるＸ値が６５０～９５０である。
    　Ｘ値＝３５（Ｃｒ＋１.７２Ｍｏ＋２.０９Ｓｉ＋４.８６Ｎｂ＋８.２９Ｖ＋１.７７Ｔｉ＋２１.４Ａｌ＋４０.０Ｂ－７.１４Ｃ－８.０Ｎ－３.２８Ｎｉ－１.８９Ｍｎ－０.５１Ｃｕ）＋３１０　…（１）
    （Ｃ）質量％で、Ｃ：０.０００１～０.１５％、Ｓｉ：０.００１～１.２％、Ｍｎ：０.００１～１.２％、Ｐ：０.００１～０.０４％、Ｓ：０.０００５～０.０３％、Ｎｉ：０～０.６％、Ｃｒ：１１.５～３２.０％、Ｍｏ：０～２.５％、Ｃｕ：０～１.０％、Ｎｂ：０～１.０％、Ｔｉ：０～１.０％、Ａｌ：０～０.２％、Ｎ：０～０.０２５％、Ｂ：０～０.０１％、Ｖ：０～０.５％、Ｗ：０～０.３％、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類元素）の合計：０～０.１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
  5. 　前記（Ａ）の化学組成を有する２相系鋼として、下記（２）式で示されるγmaxが２０～１００未満である鋼を適用する請求項２～４のいずれかに記載のステンレス鋼拡散接合製品の製造方法。
    　γmax＝４２０Ｃ－１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１.５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５０Ｎｂ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９　…（２）
  6. 　前記（Ａ）の化学組成を有する２相系鋼として、下記（２）式で示されるγmaxが２０～１００未満である鋼を適用し、接触面圧０.０３～０.８ＭＰａ、加熱温度８８０～１０３０℃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請求項２～４のいずれかに記載のステンレス鋼拡散接合製品の製造方法。
    　γmax＝４２０Ｃ－１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１.５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５０Ｎｂ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９　…（２）
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