WO2023189142A1 - 電磁波シールド材 - Google Patents
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- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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-
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- H05—ELECTRIC TECHNIQUES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H05K—PRINTED CIRCUITS; CASINGS OR CONSTRUCTIONAL DETAILS OF ELECTRIC APPARATUS; MANUFACTURE OF ASSEMBLAGES OF ELECTRICAL COMPONENTS
- H05K9/00—Screening of apparatus or components against electric or magnetic fields
Definitions
- the present invention relates to an electromagnetic shielding material.
- EMC countermeasures for electronic devices, sintered ferrite is used to absorb electromagnetic waves, and electromagnetic shielding films, electromagnetic shielding coating agents, etc. are used to shield electromagnetic waves (electromagnetic shielding).
- Sintered ferrite has excellent electromagnetic wave absorption properties, and is used by being mixed with resin and applied to the housing of electronic devices, and is effective in a low frequency band of several tens of MHz or less.
- Electromagnetic shielding films are made by pressing a metal plate (metal foil) and a resin layer together, or by applying a conductive material made by mixing metal or magnetic powder with resin to a resin or cloth that serves as a substrate.
- Patent Document 1 proposes an electromagnetic shielding film in which a protective layer, a metal layer, and an adhesive layer are laminated.
- Patent Document 2 proposes an electromagnetic shielding film in which a conductive layer is laminated on both sides of a flame-retardant cloth, and an anti-rust layer is further laminated on the upper surface of the conductive layer.
- An electromagnetic wave shield coating agent is applied to the casing of an electronic device to reflect electromagnetic waves and prevent electromagnetic waves from entering and interfering with the inside of the casing.
- Patent Document 3 proposes a spray coating agent for electromagnetic shielding that includes silver particles dispersed in a solvent, a thermosetting resin, and a curing agent.
- JP2021-174948A Japanese Patent Application Publication No. 2004-031589 JP2020-143225A
- the housings (casings) of electronic devices and components themselves be made of electromagnetic shielding materials.
- electromagnetic shielding films and coating agents are not suitable for strong parts in the first place.
- Aluminum foil also lacks strength, and if it is made thin, it will break during drawing, making it unsuitable for use in housings.
- the present invention has developed an electromagnetic shielding system that has electromagnetic shielding properties in a high frequency band of 10 MHz or higher, and has strength and workability even when made thin.
- the challenge is to propose a shielding material.
- stainless steel foil hereinafter sometimes referred to as "stainless steel foil”
- stainless steel foil which has a certain strength and workability even when made extremely thin, although its conductivity is inferior to that of aluminum etc., and we are working towards realizing it. Further consideration was given.
- the electromagnetic waves may pass between the crystal grains, pass through the stainless steel foil, and leak into the casing.
- a region mainly composed of austenite phase region where the area ratio of austenite phase is 75% to 100%, also called austenitic stainless steel
- ferrite phase region where the area ratio of austenite phase is 75% to 100%.
- laminate materials also called ferritic stainless steel
- Stainless steel foil has higher strength than aluminum foil, copper foil, or silver foil of similar thickness, is resistant to damage caused by processing (e.g. cracks, pinholes, etc.), and has excellent workability. ing. Taking advantage of this characteristic, it has already been applied to electronic device housings and battery cases. In order to improve electromagnetic shielding properties, we have explained that it is good to laminate austenite and ferrite phases in layers, and we have found that this double-phase laminated stainless steel foil also has an advantage from the perspective of improving workability.
- austenitic stainless steel has better workability than ferritic stainless steel.
- the ferrite phase has low work hardening and strain is locally concentrated, resulting in a decrease in ductility as a foil. Therefore, by laminating these two phases, the ferrite phase also deforms following the highly ductile austenite phase during deformation, thereby dispersing strain and improving the ductility of the foil.
- [D] Method for manufacturing a laminated stainless steel foil having an austenite phase and a ferrite phase there are various methods for manufacturing a stainless steel foil having a laminated layer of an austenite phase and a ferrite phase. For example, it is possible to create a clad steel plate in which austenitic stainless steel plates and ferritic stainless steel plates are alternately laminated, and then use a normal foil rolling process to obtain a stainless steel foil in which both phases are laminated.
- a stainless steel foil in which an austenite phase and a ferrite phase are laminated can be obtained by subjecting a normally obtained ferritic stainless steel foil to a nitriding treatment and adding nitrogen to the surface to transform it into an austenite phase.
- This method yields a stainless steel foil having an austenite phase on one or both surfaces and a ferrite phase in the center.
- by controlling the heat treatment of the nitriding treatment it is possible to control the precipitation of precipitates in the austenite phase in the surface layer.
- existing ferritic stainless steel foil can be nitrided, so it can be manufactured relatively easily using existing processes.
- the gist of the present invention is as follows.
- the first region and the second region may have a total of two layers, one layer each, or may have three layers, one layer being one layer and the other two layers, or a multilayer structure having more than that. .
- the first region has precipitates containing at least one of carbides, oxides, and nitrides, and the precipitates have a particle size of 1 ⁇ m or less, and the precipitates with a particle size of 0.1 ⁇ m or more have a plate thickness.
- the electromagnetic shielding material according to any one of [1] to [5], wherein the sum of the area ratios of the second regions in the cross section in the plate thickness direction is 15% or more.
- the chemical composition of the second region is in mass %, Cr: 20.00-26.00%, N: 0 to 0.10%, Si: 0-2.00%, C: 0 to 0.040%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Mn: 0 to 1.50%, Cu: 0 to 0.50%, Mo: 0-3.00%, Ni: 0-5.00%, Ca: 0-50ppm, sol.
- the electromagnetic shielding material according to any one of [1] to [6] above, wherein the remainder is Fe and impurities.
- the chemical composition of the first region is in mass%, Cr: 20.00-26.00%, N: 0.15-5.00%, Si: 0-2.00%, C: 0 to 0.040%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Mn: 0 to 1.50%, Cu: 0 to 0.50%, Mo: 0-3.00%, Ni: 0-5.00%, Ca: 0-50ppm, sol. Al: 0-300ppm,
- the electromagnetic shielding material according to the above [7], wherein the remainder is Fe and impurities.
- an electromagnetic shielding material that has strength and workability while having electromagnetic shielding properties against electromagnetic waves in a high frequency band.
- this electromagnetic shielding material casings for electronic devices and components having electromagnetic shielding properties can be manufactured.
- FIG. 1 is a flow diagram showing an example of a method for manufacturing stainless steel foil as an electromagnetic shielding material according to an embodiment of the present invention.
- one embodiment of the present invention will have a three-layer structure of austenite phase (hereinafter sometimes referred to as ⁇ ), ferrite phase (hereinafter sometimes referred to as ⁇ ), and austenite phase ( ⁇ ).
- the electromagnetic shielding material according to the present invention will be described by taking an embodiment as an example.
- the first region is a stainless steel mainly composed of an austenite phase (austenitic stainless steel), and contains all phases detectable by EBSD (Electron Back Scattered Diffraction) (iron phases such as ferrite phase, austenite phase, martensitic phase, (including compound phases such as Cr 2 N and CrN, passive films, etc.), this is a region mainly composed of an austenite phase (75% or more and 100% or less in terms of area ratio).
- the area ratio of the austenite phase is preferably 80% or more, 85% or more, or 90% or more.
- the second region is stainless steel mainly composed of ferrite phase (ferritic stainless steel).
- ferrite phase ferritic stainless steel
- all phases detectable by EBSD Electro Back Scattered Diffraction
- iron phases such as ferrite, austenite, and martensitic phases, compound phases such as Cr 2 N and CrN, passive films, etc.
- EBSD Electro Back Scattered Diffraction
- the area ratio of the ferrite phase is preferably 92% or more, 94% or more, or 95% or more.
- the first region (austenitic stainless steel) and the second region (ferritic stainless steel) are each layered (layered parallel to the surface), and these regions alternate in the thickness direction of the plate-shaped electromagnetic shielding material. It has a laminated structure (laminated structure). As long as it is an austenitic stainless steel, it belongs to the first region even if it is a different type of austenitic stainless steel. Similarly, as long as it is a ferritic stainless steel, it belongs to the second region even if it is a different type of ferritic stainless steel.
- the structure of the laminated structure is not particularly limited as long as the first region and the second region are alternately laminated.
- it may have a two-layer structure in which the first layer is the first region and the second layer is the second region.
- a three-layer structure may be used in the order of the first region, the second region, and the first region.
- a multilayer structure of four or more layers such as first region, second region, first region, second region, etc., may also be used.
- a multilayer structure of three or more layers is preferable.
- the first region and the second region may be exchanged in the layer order described above.
- the number of layers should be determined based on the balance between electromagnetic shielding effect and manufacturing cost.
- Each layer should have fewer divided parts (parts that are not an austenite phase in the first region and parts that are not a ferrite phase in the second region; hereinafter referred to as divided parts) that penetrate the layer. good. This is because if there is a divided part, electromagnetic waves will pass through that part.
- the area ratio of the divided portion is 30% or less, 20% or less, 10% or less, 5% or less, 3% or less, 2% or less, 1% or less, or 0% (none) It is desirable that
- At least one surface is the first region
- the austenite phase has better corrosion resistance than the ferrite phase
- the outermost layer where the maximum stress occurs is stainless steel (first region) mainly composed of austenite phase. Therefore, it is preferable that at least one surface portion (surface layer portion), preferably both surface portions (both surface layer portions) of the surface of the electromagnetic shielding material is the first region.
- the thickness of each layer is not particularly limited.
- the method for measuring the thickness of each layer will be explained below.
- a test piece is taken from the electromagnetic shielding material so that the cross section in the plate thickness direction is the observation surface. Polish and etch the observation surface.
- the etching solution is not particularly limited as long as it is an etching solution for stainless steel, but an etching solution containing aqua regia and glycerin in a volume ratio of 4:1 can be suitably used.
- the boundary between the first region and the second region in the electromagnetic shielding material can be clearly distinguished by etching.
- the boundary between the first region and the second region can also be confirmed by EBSD (Electron Back Scattered Diffraction). From the EBSD IPF map, a region (first region) mainly composed of austenite phase ( ⁇ ) and a region (second region) mainly composed of ferrite phase ( ⁇ ) can be confirmed.
- the area of each layer is determined using image analysis software.
- the area of the second region is A, and the area other than the second region (that is, the first region)
- the cross-sectional area ratio of the second region is determined from A/(A+B1+B2).
- the cross-sectional area ratio of the first layer is determined by B1/(A+B1+B2)
- the cross-sectional area ratio of the third layer is determined by B2/(A+B1+B2). Since the first region and the second region are laminated in layers, the obtained cross-sectional area ratio is the ratio of the layer thickness. Therefore, by multiplying the thickness of the electromagnetic shielding material by the cross-sectional area ratio, the layer thickness of each layer can be calculated. You can ask for it.
- the electromagnetic shielding material when the electromagnetic shielding material is long, it is desirable to measure the cross-sectional area ratio of a plurality of cross sections (for example, 10 cross sections) obtained by cutting the electromagnetic shielding material evenly, and to obtain the average thereof.
- the area of the precipitates in the first region can be determined from the distribution of metal elements such as C, N, O, and Cr, and the ratio of the precipitates can be calculated from the area of the first region.
- One or more types of precipitates containing at least one of carbides, oxides, and nitrides may be dispersed in the first region and the second region.
- the precipitates include Cr nitride, Cr oxide, Cr carbide, Fe oxide, Fe carbide, and the like. This is because if a precipitate exists, an effect of reflection loss of electromagnetic wave energy at the interface can be expected. In particular, if precipitates exist in the outermost layer (the layer on at least one side of the electromagnetic shielding material), reflection loss can be expected at the surface layer, and the reflected waves will be reflected by the interface between the first and second regions. , can be prevented from penetrating the shield material.
- the precipitates have a particle size of 1.0 ⁇ m or less.
- the precipitate is smaller, and the particle size is preferably 0.8 ⁇ m or less, 0.6 ⁇ m or less, 0.4 ⁇ m or less, 0.2 ⁇ m or less, or 0.1 ⁇ m or less.
- the density of precipitates is 10% or less, 7% or less, 5% or less, or 3.5% or less in terms of the area ratio of precipitates with a grain size of 0.1 ⁇ m or more in the thickness direction cross section of the electromagnetic shielding material. Good to have.
- the lower limit of the precipitate density is preferably 0%, but in the case of the outermost layer (surface layer), reflection loss effects can be expected at the precipitate interface, so the area ratio of precipitates with a particle size of 0.1 ⁇ m or more is It may be 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, or 0.5% or more.
- the particle size of the precipitates here refers to the equivalent circle diameter equivalent to the area of the precipitates observed in the cross section in the thickness direction of the electromagnetic shielding material.
- the components of the electromagnetic shielding material according to this embodiment are not limited.
- the composition of the first region is not limited as long as it is stainless steel mainly composed of austenite phase.
- the composition of the second region is also not limited as long as it is stainless steel mainly composed of ferrite phase.
- the thickness of the electromagnetic shielding material according to this embodiment is not particularly limited. However, if the sheet thickness is too thin, it will be difficult to roll the sheet while keeping its shape well, and it will also be difficult to ensure the flatness of the foil. Therefore, the plate thickness is preferably 5 ⁇ m or more. Preferably, the thickness is 7 ⁇ m or more, 8 ⁇ m or more, 9 ⁇ m or more, or 10 ⁇ m or more. On the other hand, if the plate thickness is too thick, it will be difficult to perform fine processing as a shield material for small electronic device parts such as sensors, and the weight of the electronic device will increase, making it unsuitable for practical use. It is good to say.
- the thickness is 150 ⁇ m or less, 100 ⁇ m or less, 70 ⁇ m or less, 60 ⁇ m or less, 50 ⁇ m or less, 40 ⁇ m or less, 30 ⁇ m or less, 20 ⁇ m or less, or 10 ⁇ m or less.
- the manufacturing method of the electromagnetic shielding material according to the present invention is not limited as long as it has the above structure.
- a clad steel plate is created by laminating an austenitic stainless steel plate and a ferritic stainless steel plate, and a stainless steel foil in which both phases are laminated can be obtained by a normal foil rolling process.
- a stainless steel foil in which an austenite phase and a ferrite phase are laminated can be obtained by nitriding a ferritic stainless steel foil and infiltrating nitrogen from the surface to transform the surface layer into an austenite phase.
- This method produces stainless steel foil (2 layers of ⁇ - ⁇ or 3 layers of ⁇ - ⁇ - ⁇ ) in which one or both surfaces have an austenite phase ( ⁇ ) and the center has a ferrite phase ( ⁇ ). It will be done. Since existing ferritic stainless steel foil can be nitrided, it is relatively simple and can be manufactured using existing equipment.
- a ferritic stainless steel plate, an austenitic stainless steel plate, and a ferritic stainless steel plate may be laminated to form an ⁇ - ⁇ - ⁇ clad steel plate, and this clad steel plate may be nitrided.
- a 5-layer stainless steel foil of ⁇ - ⁇ - ⁇ - ⁇ - ⁇ can be obtained.
- FIG. 1 is a flow diagram showing an example of a method for manufacturing stainless steel foil as an electromagnetic shielding material according to the present embodiment.
- This manufacturing method is just an example, and the method of manufacturing the stainless steel plate according to this embodiment is not limited to this method.
- This manufacturing method includes a step of preparing a slab (step S1), a step of hot rolling and cold rolling the slab to obtain a rolled steel plate with a thickness of 5 to 200 ⁇ m (step S2), and rolling the rolled steel plate with nitrogen.
- the process includes annealing (nitriding) and cooling in a gas atmosphere (step S3). Each step will be explained in detail below.
- Step S1 A slab having a chemical composition of ferritic stainless steel as a base material is prepared (step S1).
- the chemical composition of the ferritic stainless steel according to one embodiment is, in mass %, Cr: 20 to 26%, N: 0.1% or less, Si: 2.0% or less, C: 0.040% or less. , P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Mn: 1.5% or less, Cu: 0.50% or less, Mo: 3.00% or less, Ni: 5.00% or less, Ca : less than 50 ppm, sol.
- a slab containing Al: less than 300 ppm, balance: Fe and impurities is prepared.
- the reason why the N content of the slab is set to 0.1% or less is because if the N content exceeds 0.1%, the deformation resistance becomes high and it becomes difficult to form a steel plate by rolling.
- the upper limit of the N content of the slab is preferably 0.05%.
- Chromium (Cr) has the effect of forming a Cr 2 O 3 passive film on the surface of stainless steel to improve corrosion resistance. If the Cr content is low, there is a possibility that a large amount of martensite phase will be included in the structure that has been austenitized by nitrogen absorption. Furthermore, when the Cr content is low, a deformation-induced martensitic phase may be generated when severe deformation is performed. Therefore, the lower limit of Cr is set to 20.00%. On the other hand, as the Cr content increases, the deformation resistance increases. Therefore, in order to ensure more stable manufacturability (particularly flatness of thin steel sheets), the upper limit of the Cr content is set to 26.00%. The lower limit of the Cr content is preferably 21.00%, 22.00%, or 23.00%. The upper limit of the Cr content is preferably 25.00% or 24.00%.
- the base material is ferritic stainless steel, and the surface layer portion is made into austenitic stainless steel (first region) by surface nitriding treatment. Therefore, the ferritic stainless steel serving as the base material remains as it is as the second region.
- Nitrogen (N) is also an element that promotes austenitization of stainless steel. In order to obtain a structure mainly composed of ferrite phase in Fe-Cr-N stainless steel, nitrogen (N) is preferably 0.10% or less.
- the N content of the ferritic stainless steel that is the base material is preferably 0.10% or less, preferably 0.09% or less, 0.08% or less, 0.07% or less, or 0.06%. % or less, or 0.05% or less.
- the surface of the ferritic stainless steel serving as the base material is subjected to nitriding treatment to austenite the surface layer. Therefore, in the Fe-Cr-N stainless steel, the N content required to obtain a structure mainly composed of austenite phase (first region) in the surface layer portion is preferably 0.15% or more. On the other hand, if nitrides such as Cr 2 N and CrN are formed within the crystal grains, the workability will deteriorate, so to suppress this, the upper limit of the N content is preferably set to 5.00%. Therefore, the nitrogen (N) content in the first region is preferably 0.15% or more and 5.00% or less.
- the lower limit of the N content in the first region is preferably 0.17%, 0.19%, 0.21%, 0.23%, 0.25%, 0.27%, 0.29%, 0. It can be 31%, 0.33%, 0.35%, 0.40%, 0.45%, 0.50%, 0.55% or 0.60%.
- the upper limit of the N content is preferably 4.75%, 4.50%, 4.25%, 4.00%, 3.75%, 3.50%, 3.25%, 3.00%, 2 .80%, 2.60%, 2.40%, 2.20%, 2.00%, 1.80%, 1.60%, 1.50%, 1.40%, 1.30%, or It can be 1.20%.
- the N content in the first region is greater than the N content in the second region (base material).
- Si Silicon (Si) may not be contained. Since Si is an element that deteriorates the workability of stainless steel, it is usually not an element that is actively added. On the other hand, when stainless steel is exposed to a hyperpassive corrosion environment, Si generates SiO 2 on the surface, which acts to cover and protect the Cr 2 O 3 passive film. On the other hand, if the Si content is high, the workability deteriorates, the brittle ⁇ phase tends to precipitate during manufacturing, and cracks may occur during the processing process into steel sheets, and the shape is unsuitable for press forming due to poor flatness. It may become. Therefore, when containing Si, the upper limit of the Si content is 2.00%. The upper limit of the Si content is preferably 1.90%, 1.80%, 1.70%, 1.60%, or 1.50%. The lower limit of the Si content is preferably more than 0%, more preferably 0.10% or more.
- Carbon (C: 0-0.040%) may not be contained. Since the stainless steel sheet of this embodiment contains a certain amount or more of N, solid solution strengthening with N is sufficient, and it is not necessary to add C. On the other hand, C is a solid solution strengthening element and contributes to improving the strength of stainless steel. However, if the C content is too high, a large number of carbides will be generated during the manufacturing process, and these carbides will become a starting point for fracture, reducing the formability of the steel. Therefore, the C content is set to 0.040% or less. The upper limit of the C content is preferably 0.038%, 0.036%, 0.034%, 0.032%, or 0.030%. The lower limit of the C oil content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%.
- Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at grain boundaries during solidification and increases susceptibility to solidification cracking. Therefore, it is preferable that the P content be as low as possible. Therefore, the P content is set to 0.030% or less.
- the lower limit of the P content is 0%, but in reality it may be 0.001% since excessive reduction increases the load during refining or requires the use of expensive raw materials. .
- S Sulfur
- S is an impurity. S segregates at grain boundaries during solidification and increases susceptibility to solidification cracking. Therefore, it is preferable that the S content be as low as possible. Therefore, the S content is set to 0.030% or less.
- the lower limit of the S content is 0%, but in reality it may be 0.001% since excessive reduction increases the load during refining or requires the use of expensive raw materials. .
- Mn Manganese
- Mn may not be contained.
- Mn suppresses the deterioration of hot workability caused by S. Mn also deoxidizes stainless steel.
- the upper limit of the Mn content is preferably 1.40%, 1.30%, 1.20%, 1.10%, 1.00%, 0.90%, 0.80%, 0.70%0. 60% or 0.50%.
- a preferable lower limit of the Mn content is more than 0%, more preferably 0.01%, 0.05%, or 0.10%.
- Cu Copper (Cu: 0-0.50%) may not be contained.
- Cu tends to segregate at grain boundaries and is an austenite stabilizing element.
- Cu acts as a solid solution strengthening element and contributes to increasing the high temperature strength required as a structural material, so it may be contained as necessary.
- the Cu content increases, ferrite formation is suppressed during solidification during casting, and susceptibility to solidification cracking increases.
- the Cu content is high, hot workability may be reduced. Therefore, the Cu content is set to 0.50% or less.
- the upper limit of the Cu content is preferably 0.47%, 0.43%, 0.40%, 0.37%, 0.33%, 0.30%, 0.27%, 0.23%, 0 It is recommended to set it to .20%.
- a preferable lower limit of the Cu content is more than 0%, more preferably 0.01%.
- Mo Molybdenum
- Mo Molybdenum
- Mo may not be contained.
- Mo has the effect of increasing the corrosion resistance of stainless steel.
- Mo is an expensive element classified as a rare metal, and is not preferred from the viewpoint of providing an economically efficient material.
- the Mo content is set to 3.00% or less.
- the upper limit of Mo content is preferably 2.75%, 2.50%, 2.25%, 2.00%, 1.80%, 1.60%, 1.50%, 1.30%, 1 .10%, 1.00%, 0.90%, 0.80%, 0.70%, 0.60%, or 0.50%.
- the lower limit of the Mo content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, 0.05%, 0.10%, 0.20% or 0.30%.
- Nickel (Ni: 0-5.00%) may not be contained.
- Ni is an element that promotes austenitization of stainless steel and also contributes to improving corrosion resistance, so it may be included especially when it is desired to improve corrosion resistance or workability.
- Ni is an element belonging to rare metals and is not preferred from the viewpoint of providing an economically efficient material.
- the elution of Ni ions may reduce the oxygen reduction reaction rate at the interface between the platinum catalyst and the polymer electrolyte membrane. Therefore, the Ni content is set to 5.0% or less.
- the upper limit of Ni content is preferably 4.50%.
- a preferable lower limit of the Ni content is more than 0%, more preferably 0.01%, 0.05%, or 0.10%.
- CaS and MnS are generally known as nonmetallic inclusions that can become a starting point for corrosion of stainless steel.
- the Ca content is preferably less than 50 ppm.
- Al aluminum
- Al may not be contained.
- Al deoxidizes stainless steel.
- a preferable lower limit of the Al content is more than 0%, more preferably 1 ppm, 10 ppm, 50 ppm, or 100 ppm.
- Al content means content of acid-soluble Al (sol.Al).
- the remainder of the chemical composition of the stainless steel plate according to this embodiment is Fe and impurities.
- the impurities referred to here refer to elements that are unintentionally mixed in from ores and scraps used as raw materials for steel, or elements that are mixed in from the environment during the manufacturing process.
- the step of preparing a slab is not limited to this, but can also be performed as follows, for example. Dissolve the raw materials. As raw materials, ferrochrome and ferrosilicon for manufacturing stainless steel, cast iron, scraps of ferritic stainless steel, etc. can be used. Melting is mainly done in an electric furnace. At the laboratory level, it can also be carried out in a vacuum induction furnace. Refining is performed to reduce carbon content, gas components, and metal inclusions. For refining, AOD (Argon-Oxygen-Decarburization) method, VOD (Vacuum-Oxygen-Decarburization) method, V-AOD method, etc. can be applied. After that, the slab is made into a shape suitable for rolling by continuous casting equipment or casting into a case. The chemical composition of the slab can be adjusted by the combination of raw materials and refining conditions.
- Step S2 A rolled steel plate having a thickness of 5 to 200 ⁇ m is obtained by hot rolling and cold rolling the slab (step S2). Hot rolling and cold rolling may be performed repeatedly, and intermediate heat treatment such as annealing or pickling may be performed as necessary. Moreover, in addition to hot rolling and cold rolling, hot forging and cutting may be further performed as necessary.
- the rolling process is not limited to this, but can be performed as follows, for example.
- the slab is hot rolled into a hot coil using a tandem mill or Steckel mill. This hot coil is annealed and pickled. Further, it is cold rolled using a multi-roll cold rolling mill to form a rolled steel plate having a thickness of 5 to 200 ⁇ m.
- Step 3 The rolled steel plate is annealed and cooled in a nitrogen-containing gas atmosphere (step S3). Through this step, nitrogen is permeated from the surface of the steel plate to change the structure of the surface layer of either or both surfaces of the steel plate to a structure mainly composed of austenite phase (first region). If only the surface layer of one surface is to be made into an austenite phase, the opposite surface (the surface not to be made into an austenite phase) may be masked and nitrided, for example.
- the N content in the steel plate surface layer portion (first region) after the annealing process can be adjusted by the N content of the slab, the annealing conditions, etc. Specifically, the N content of the slab may be increased, the nitrogen partial pressure during annealing may be increased, the annealing temperature may be increased, the annealing holding time may be increased, and the steel sheet threading speed may be increased. By controlling the above, the N content in the surface layer portion (first region) of the steel sheet can be increased.
- the ratio of the partial pressure of nitrogen to the total pressure of the processing gas is preferably 0.2 to 0.9. If the ratio of the partial pressure of nitrogen to the total pressure is less than 0.2, sufficient nitrogen will not be supplied from the surface, and if the steel plate is thick, the first region is formed to cover the entire front and back surfaces of the steel plate. becomes difficult to do. On the other hand, if the ratio of the partial pressure of nitrogen to the total pressure of the processing gas is higher than 0.9, excessive Cr nitrides may be generated on the surface, which may become a starting point for cracking during processing.
- the upper limit of the ratio of the partial pressure of nitrogen to the total pressure of the processing gas is preferably 0.75. It is preferable to use hydrogen as the gas to be mixed with nitrogen so as not to oxidize the steel plate. Argon may be used instead of or in addition to hydrogen.
- the annealing temperature is preferably 950 to 1200°C. If the annealing temperature is less than 950° C., not only the austenite phase but also the Cr 2 N phase is present in the equilibrium state, so it may not be possible to increase the austenite phase fraction in the first region. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 1200° C., especially when Si is contained, a liquid phase may be generated near the grain boundaries, melting, and causing embrittlement.
- the annealing temperature varies depending on the Cr content, but is more preferably 1050 to 1150°C.
- the holding time for annealing needs to be controlled within a narrow range depending on the thickness of the steel plate and nitrogen partial pressure. This is because austenitization due to nitrogen absorption progresses from the surface to the inside of the plate over time, but in manufacturing the stainless steel sheet according to this embodiment, it is necessary to stop the progress of austenitization midway through. If the holding time is too short, the ferrite phase may remain on the surface even if the plate thickness is thin. On the other hand, if the holding time is too long, the cross-sectional area ratio of the second region may become too low.
- the form of the annealing furnace is not particularly limited as long as the above annealing conditions are satisfied.
- it can be carried out by passing the steel plate through an annealing line called a continuous bright annealing line.
- a first region mainly composed of an austenite phase is formed in the surface layer of the steel sheet.
- the surface layer of the steel plate after the annealing process is adjusted so that the N content is 0.15 to 5.0% by mass and the cross-sectional area ratio of the second region is 15% or more.
- the slab was held at 1200° C. for 2 hours and then hot rolled to a thickness of 4 mm to obtain a hot rolled steel plate.
- the hot-rolled steel plate was ground to a thickness of 3 mm, and then cold-rolled to a thickness of 0.5 mm to obtain a cold-rolled steel plate.
- the obtained cold steel sheets were repeatedly subjected to intermediate annealing and cold rolling at 800° C. for 10 minutes in an argon atmosphere to obtain test materials having the thicknesses shown in Table 2.
- the region mainly composed of ferrite phase was etched deeper than the region mainly composed of austenite phase (first region).
- the difference in etching for each crystal grain was small, the etching at the grain boundary was thin, and the inside of the grain was also etched relatively smoothly. This is thought to be because no nitrogen intrusion occurred, and the original ferrite phase remained and was only subjected to thermal history due to high-temperature annealing.
- the region mainly composed of austenite phase was etched shallower than the region mainly composed of ferrite phase (second region).
- the difference in etching between grains was large, the grain boundaries were etched relatively clearly, and the insides of the grains were also etched relatively coarsely. This is thought to be due to the fact that the ferrite phase transformed to the austenite phase due to nitrogen concentration due to nitrogen intrusion while the surroundings were restrained in a solid state, and strain was accumulated within the grains.
- the surface layer is a region (first region) mainly composed of austenite phase ( ⁇ ) (75% or more in terms of ⁇ area ratio), and the center part is mainly composed of ferrite phase ( ⁇ ) (95% or more in ⁇ area ratio). ) was confirmed on the EBSD orientation map (second region).
- the cross-sectional structure of the sample taken out from the test material was also analyzed by EBSD (Electron Back Scattered Diffraction, JSM-7001F manufactured by JEOL Ltd.).
- the precipitates dispersed in the first region were identified by XRD. When the thickness of the test material was thicker than 30 ⁇ m, XRD measurement was performed while polishing it by about 10 ⁇ m from one side. The precipitate formed in the first region was identified from the obtained XRD peak.
- test frequency was set to 100 MHz, and the electromagnetic shielding properties of each test material were evaluated by comparing the magnetic permeability at 100 MHz.
- Each of the prepared test materials was punched out using a mold to have an outer diameter of 6.93 to 6.96 mm and an inner diameter of 3.06 to 3.10 mm to prepare a test piece (TP) for measurement.
- TP test piece
- a 100 MHz magnetic permeability measurement was performed for each TP.
- the magnetic permeability was measured using a vector network analyzer (Keysight ENA E5071C) in the frequency range of 100 kHz to 8.5 GHz.
- the measured magnetic permeability is measured as a complex magnetic permeability, and those whose complex magnetic permeability (imaginary part) at 100 MHz is 0.5 or more are considered to have excellent electromagnetic shielding properties ( ⁇ : excellent).
- TP1 had a low Cr concentration, so the surface layer had a structure ( ⁇ ') of ferrite and martensite instead of austenite, so the electromagnetic shielding property was rejected.
- TP16, TP17, and TP19 were evaluated as good ( ⁇ ) because the elongation value (EL) was smaller than the other TPs due to the increased precipitate density.
- EL elongation value
- the strength tensile strength
- those of 500 MPa or more were considered to have excellent strength ( ⁇ : excellent). Since the strength of aluminum foil is only about 100 MPa at most, it was rated inferior (x: insufficient strength).
- the present invention can be used in all industrial fields as an electromagnetic shielding material. In particular, it can be used for housings of electronic equipment and devices.
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Abstract
本発明は、電子機器の筐体に、ＧＨｚ帯までの高周波数帯域電磁波シールド特性を持たせ、薄厚化しても強度、加工性をも併せ持つことを課題とする。 本発明は、電磁波シールド材としてステンレス鋼を採用し、電磁波シールド特性を向上させるため、オーステナイト相を主体とするステンレス鋼からなる第１領域とフェライト相を主体とするステンレス鋼からなる第２領域とが板厚方向に積層されたことを特徴とする電磁波シールド材。
Description
本発明は、電磁波シールド材に関する。
現在、電子機器の電磁波対策（ＥＭＣ対策）は、電磁波吸収として焼結フェライトが、電磁波遮蔽（電磁波シールド）として電磁波シールドフィルム、電磁波シールドコート剤などが使用されている。
焼結フェライトは電磁波吸収性に優れ、樹脂などと混合して電子機器筐体に塗布して使用され、数１０ＭＨｚ以下の低周波数帯域で有効である。
電磁波シールドフィルムは、金属板（金属箔）と樹脂層を圧着プレスしたものや、金属や磁性体粉末を樹脂と混合した導電材を基板となる樹脂や布に塗布したものなどである。例えば特許文献１には、保護層、金属層、接着層を積層した電磁波シールドフィルムが提案されている。特許文献２には難燃性布の両面に導電体層、さらにその上面に防錆層を積層した電磁波シールドフィルムが提案されている。
電磁波シールドコート剤は、電子機器の筐体に塗布することで電磁波を反射し、筐体内部への電磁波の侵入干渉を防止するものである。例えば、特許文献３には、溶剤に分散させた銀粒子と熱硬化性樹脂と硬化剤を含む電磁波シールド用スプレー塗布剤が提案されている。
焼結フェライトは電磁波吸収性に優れ、樹脂などと混合して電子機器筐体に塗布して使用され、数１０ＭＨｚ以下の低周波数帯域で有効である。
電磁波シールドフィルムは、金属板（金属箔）と樹脂層を圧着プレスしたものや、金属や磁性体粉末を樹脂と混合した導電材を基板となる樹脂や布に塗布したものなどである。例えば特許文献１には、保護層、金属層、接着層を積層した電磁波シールドフィルムが提案されている。特許文献２には難燃性布の両面に導電体層、さらにその上面に防錆層を積層した電磁波シールドフィルムが提案されている。
電磁波シールドコート剤は、電子機器の筐体に塗布することで電磁波を反射し、筐体内部への電磁波の侵入干渉を防止するものである。例えば、特許文献３には、溶剤に分散させた銀粒子と熱硬化性樹脂と硬化剤を含む電磁波シールド用スプレー塗布剤が提案されている。
近年、通信データ量の爆発的増大と通信速度の高速化のニーズに合わせ、データ通信の大容量高速化の一手段として搬送電波の高周波化が進められている。それに伴い、高周波電波を受発信する電子機器において、遮断すべき電磁波の周波数帯域が高周波化している。従来の１０ＭＨｚ未満の低周波数帯域の電磁波シールドでは電子機器の誤動作を招くため、最近では１０ＭＨｚ以上の高周波数帯域の電磁波シールドが求められている。
さらに、電子機器の小型軽量化も進むと同時に機器形状も多種多様化しており、従来の電磁波シールドフィルムやコート剤では施工性が悪く、完全に電磁波シールドすることが困難になってきている。そのため、電子機器や部品の筐体（ケーシング）そのものを電磁波シールド材で構成することが求められている。電子機器の筐体に適用するためには、小型軽量化のため薄厚化した際の強度と加工性を有していないといけないが、電磁波シールドフィルムやコート剤などはそもそも強度部材には適さない。アルミニウム箔（アルミ箔）も強度が不足し、特に薄厚化すると絞り加工などで破断するため筐体には適さない。
そこで本発明は、電子機器の筐体に電磁波シールド特性を付加するというニーズに対応すべく、１０ＭＨｚ以上の高周波数帯域の電磁波シールド性を備えつつ、薄厚化しても強度及び加工性をも有する電磁波シールド材の提案を課題とする。
本発明者らは、上記課題を達成するために鋭意検討し以下の知見を得た。
［ａ］電子機器及び部品筐体に適する金属材料の選択
電子機器・部品（以下まとめて電子機器と言う。）の小型軽量化ニーズに対応するために、極薄厚でも強度、加工性を有する金属材料について検討した。電磁波シールド性の良好な導電性の高い金属として銀、銅、アルミニウムがある。しかし、これらの金属は強度が低いため複雑形状に加工した際に破損し易く、実用上の問題がある。そこで、導電性はアルミニウムなどには劣るものの、極薄化しても一定の強度と加工性を有するステンレス鋼箔（以下「ステンレス箔」と呼ぶ場合がある。）の適用を着想し、実現に向けさらに検討した。
［ａ］電子機器及び部品筐体に適する金属材料の選択
電子機器・部品（以下まとめて電子機器と言う。）の小型軽量化ニーズに対応するために、極薄厚でも強度、加工性を有する金属材料について検討した。電磁波シールド性の良好な導電性の高い金属として銀、銅、アルミニウムがある。しかし、これらの金属は強度が低いため複雑形状に加工した際に破損し易く、実用上の問題がある。そこで、導電性はアルミニウムなどには劣るものの、極薄化しても一定の強度と加工性を有するステンレス鋼箔（以下「ステンレス箔」と呼ぶ場合がある。）の適用を着想し、実現に向けさらに検討した。
［ｂ］電磁波シールド性の改善
ステンレス鋼の電磁波シールド性は、以下の２つのメカニズムに基づく。
・基本的に金属材料の外表面での電磁波による反射により電磁波エネルギが減衰（損失）する（外面反射損失）。
ステンレス鋼の電磁波シールド性は、以下の２つのメカニズムに基づく。
・基本的に金属材料の外表面での電磁波による反射により電磁波エネルギが減衰（損失）する（外面反射損失）。
・さらに、金属中に侵入した電磁波は、金属中でエネルギが吸収され減衰する（吸収損失）。ステンレス鋼でも電磁波の吸収損失は発生し、フェライト系ステンレス鋼の方がオーステナイト系ステンレス鋼より導電性がよいため１０ＭＨｚ以上の高周波数帯では吸収損失効果が大きい。
これら外面反射損失や吸収損失は、どの金属材料でも生じる現象であり、金属の誘電率や透磁率に依存する。そこで、銅やアルミニウムに比べて導電性が劣るステンレス鋼ではあるが、電磁波シールド性を向上させるべく、本発明者らは鋭意検討を進め以下の知見を得た。
・ステンレス鋼中にオーステナイト相（γと呼ぶ場合がある。）とフェライト相（αと呼ぶ場合がある。）が存在すると、その界面での電磁波の反射により電磁波エネルギが減衰する（相間界面反射損失）。
・複数のオーステナイト相とフェライト相の界面での反射を繰り返すことにより、さらに減衰効果が高まる。
・一方、結晶粒界面でランダム方向への反射を繰り返すと、結晶粒間を電磁波がすり抜けてしまい、ステンレス箔を透過して筐体内部に漏れ出すことがあり得る。これを防止するため、オーステナイト相を主体とする領域（オーステナイト相の面積率が７５％以上１００％以下である領域。オーステナイト系ステンレス鋼とも呼ぶ。）とフェライト相を主体とする領域（フェライト相の面積率が９５％以上１００％以下である領域。フェライト系ステンレス鋼とも呼ぶ。）を板厚方向に層状に積層することを着想した。これにより、一方の相がマトリックスで他方の相が結晶粒で存在する時の界面反射とは異なり、両相界面が板厚方向に必ず存在するので、反射波は必ず両相界面に衝突して反射減衰する。そのため、最終的にステンレス箔をすり抜けて筐体内部に到達する電磁波エネルギが著しく減少することを見出した。
・さらに、ステンレス箔中に析出物（酸化物や窒化物など）が存在すると、析出物との界面でも電磁波が反射することにより減衰することも見出した（粒界界面反射損失）。
［ｃ］加工性の改善
ステンレス箔は、同様な厚さのアルミ箔や銅箔、銀箔に比べ高強度であり、加工による破損（例えば割れ、ピンホール開孔など）に強く、加工性に優れている。この特性を活かして、既に電子機器の筐体や電池ケースなどに適用されている。
電磁波シールド性を改善するため、オーステナイト相とフェライト相を層状に積層するとよいことを説明したが、この両相積層ステンレス箔は加工性の改善の観点からも利点があることを見出した。
ステンレス箔は、同様な厚さのアルミ箔や銅箔、銀箔に比べ高強度であり、加工による破損（例えば割れ、ピンホール開孔など）に強く、加工性に優れている。この特性を活かして、既に電子機器の筐体や電池ケースなどに適用されている。
電磁波シールド性を改善するため、オーステナイト相とフェライト相を層状に積層するとよいことを説明したが、この両相積層ステンレス箔は加工性の改善の観点からも利点があることを見出した。
通常、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に比べ加工性がよい。一方、フェライト相は加工硬化が小さく歪が局所的に集中してしまい、箔としての延性が低下する。そのため、これら両相を積層することにより、変形時に延性の優れたオーステナイト相に追随してフェライト相も変形することで、歪が分散されて箔としての延性を向上させることができる。
さらに、一般的な筐体加工は絞り加工や曲げ加工が多く、板表面部に最大引張応力が発生し亀裂が生じ易い。従って、表面部をオーステナイト相にすることにより、筐体加工に対しての適用性が向上することも見出した。
［Ｄ］オーステナイト相、フェライト相の積層ステンレス箔の製造方法
上記説明したようにオーステナイト相とフェライト相を層状に積層したステンレス箔の製造方法はいろいろな方法がある。例えばオーステナイト系ステンレス鋼板とフェライト系ステンレス鋼板を交互に積層したクラッド鋼板を作成し、通常の箔圧延プロセスにより両相が積層したステンレス箔を得ることができる。
上記説明したようにオーステナイト相とフェライト相を層状に積層したステンレス箔の製造方法はいろいろな方法がある。例えばオーステナイト系ステンレス鋼板とフェライト系ステンレス鋼板を交互に積層したクラッド鋼板を作成し、通常の箔圧延プロセスにより両相が積層したステンレス箔を得ることができる。
また、例えば、通常得られるフェライト系ステンレス箔を窒化処理し、表面に窒素を含有させてオーステナイト相化させることにより、オーステナイト相とフェライト相が積層したステンレス箔を得ることができる。この方法では一方の表面または両表面がオーステナイト相で中心部がフェライト相となるステンレス箔が得られる。さらに、窒化処理の熱処理を制御することにより、表層部のオーステナイト相中析出物の析出制御が可能となる。この方法であれば、既存のフェライト系ステンレス箔を窒化処理すればよいので、比較的簡便に既存工程を活用して製造することができる。
以上の知見から、オーステナイト相とフェライト相が厚み方向に層状に積層した複層ステンレス鋼箔を適用することで、電磁波シールド効果を高め、さらに従来のステンレス箔と同等の加工性と強度を備えた電磁波シールド材が得られることを見出し、本発明を成した。本発明の趣旨は以下の通りである。
［１］
板厚が５～２００μｍの板状であって、オーステナイト相が面積率で７５％以上のステンレス鋼からなる第１領域と、フェライト相が面積率で９５％以上のステンレス鋼からなる第２領域とが板厚方向に積層されたことを特徴とする電磁波シールド材。
板厚方向に交互に積層された構造になっているとよく、層数は特に限定されない。第１領域と第２領域が１層ずつの合計２層であってもよいし、一方が１層で他方が２層の３層であってもよく、それ以上の多層構造であってもよい。
［２］
少なくとも一方の面が前記第１領域である、［１］に記載の電磁波シールド材。
［３］
両方の面が前記第１領域である、［１］に記載の電磁波シールド材。
［４］
前記第１領域中に、炭化物、酸化物及び窒化物のうち少なくとも一つを含む析出物を有し、当該析出物は粒径１μｍ以下であり、粒径０．１μｍ以上の析出物が板厚方向断面において面積率で１０％以下である、［２］または［３］に記載の電磁波シールド材。
［５］
板厚が５～５０μｍの、［１］～［４］の何れか１つに記載の電磁波シールド材。
［６］
板厚方向断面において第２領域の面積率の総和が１５％以上である、［１］～［５］の何れか１つに記載の電磁波シールド材。
［７］
前記第２領域の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：２０．００～２６．００％、
Ｎ ：０～０．１０％、
Ｓｉ：０～２．００％、
Ｃ ：０～０．０４０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｍｎ：０～１．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～３．００％、
Ｎｉ：０～５．００％、
Ｃａ：０～５０ｐｐｍ、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～３００ｐｐｍ、
残部：Ｆｅ及び不純物である、前記［１］～［６］の何れか１つに記載の電磁波シールド材。
［８］
前記第１領域の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：２０．００～２６．００％、
Ｎ ：０．１５～５．００％、
Ｓｉ：０～２．００％、
Ｃ ：０～０．０４０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｍｎ：０～１．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～３．００％、
Ｎｉ：０～５．００％、
Ｃａ：０～５０ｐｐｍ、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～３００ｐｐｍ、
残部：Ｆｅ及び不純物である、前記［７］に記載の電磁波シールド材。
板厚が５～２００μｍの板状であって、オーステナイト相が面積率で７５％以上のステンレス鋼からなる第１領域と、フェライト相が面積率で９５％以上のステンレス鋼からなる第２領域とが板厚方向に積層されたことを特徴とする電磁波シールド材。
板厚方向に交互に積層された構造になっているとよく、層数は特に限定されない。第１領域と第２領域が１層ずつの合計２層であってもよいし、一方が１層で他方が２層の３層であってもよく、それ以上の多層構造であってもよい。
［２］
少なくとも一方の面が前記第１領域である、［１］に記載の電磁波シールド材。
［３］
両方の面が前記第１領域である、［１］に記載の電磁波シールド材。
［４］
前記第１領域中に、炭化物、酸化物及び窒化物のうち少なくとも一つを含む析出物を有し、当該析出物は粒径１μｍ以下であり、粒径０．１μｍ以上の析出物が板厚方向断面において面積率で１０％以下である、［２］または［３］に記載の電磁波シールド材。
［５］
板厚が５～５０μｍの、［１］～［４］の何れか１つに記載の電磁波シールド材。
［６］
板厚方向断面において第２領域の面積率の総和が１５％以上である、［１］～［５］の何れか１つに記載の電磁波シールド材。
［７］
前記第２領域の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：２０．００～２６．００％、
Ｎ ：０～０．１０％、
Ｓｉ：０～２．００％、
Ｃ ：０～０．０４０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｍｎ：０～１．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～３．００％、
Ｎｉ：０～５．００％、
Ｃａ：０～５０ｐｐｍ、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～３００ｐｐｍ、
残部：Ｆｅ及び不純物である、前記［１］～［６］の何れか１つに記載の電磁波シールド材。
［８］
前記第１領域の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：２０．００～２６．００％、
Ｎ ：０．１５～５．００％、
Ｓｉ：０～２．００％、
Ｃ ：０～０．０４０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｍｎ：０～１．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～３．００％、
Ｎｉ：０～５．００％、
Ｃａ：０～５０ｐｐｍ、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～３００ｐｐｍ、
残部：Ｆｅ及び不純物である、前記［７］に記載の電磁波シールド材。
本発明によれば、高周波数帯域の電磁波に対する電磁波シールド性を有しつつ、強度や加工性を有する電磁シールド材を得ることができる。この電磁シールド材により、電磁シールド性を有する電子機器や部品の筐体（ケーシング）を製造することができる。
以下、本発明の一実施形態としてオーステナイト相（以下、γで表記する場合がある。）－フェライト相（以下、αと表記する場合がある。）－オーステナイト相（γ）の３層構造を有する実施形態を例として、本発明に係る電磁シールド材を説明する。
［第１領域（オーステナイト系ステンレス鋼）］
第１領域はオーステナイト相を主体とするステンレス鋼（オーステナイト系ステンレス鋼）であり、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）で検出可能なすべての相（フェライト相、オーステナイト相、マルテンサイト相等の鉄の相、Ｃｒ２ＮやＣｒＮ等の化合物相、不動態皮膜等を含む。）の中で、オーステナイト相を主体（面積率で７５％以上１００％以下）とする領域である。オーステナイト相の面積率は、好ましくは８０％以上、８５％以上、または９０％以上であるとよい。
第１領域はオーステナイト相を主体とするステンレス鋼（オーステナイト系ステンレス鋼）であり、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）で検出可能なすべての相（フェライト相、オーステナイト相、マルテンサイト相等の鉄の相、Ｃｒ２ＮやＣｒＮ等の化合物相、不動態皮膜等を含む。）の中で、オーステナイト相を主体（面積率で７５％以上１００％以下）とする領域である。オーステナイト相の面積率は、好ましくは８０％以上、８５％以上、または９０％以上であるとよい。
［第２領域（フェライト系ステンレス鋼）］
第２領域はフェライト相を主体とするステンレス鋼（フェライト系ステンレス鋼）である。第１領域と同様、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）で検出可能なすべての相（フェライト相、オーステナイト相、マルテンサイト相等の鉄の相、Ｃｒ２ＮやＣｒＮ等の化合物相、不動態皮膜等を含む。）の中で、フェライト相を主体（面積率で９５％以上１００％以下）とする領域である。フェライト相の面積率は、好ましくは９２％以上、９４％以上、または９５％以上であるとよい。
第２領域はフェライト相を主体とするステンレス鋼（フェライト系ステンレス鋼）である。第１領域と同様、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）で検出可能なすべての相（フェライト相、オーステナイト相、マルテンサイト相等の鉄の相、Ｃｒ２ＮやＣｒＮ等の化合物相、不動態皮膜等を含む。）の中で、フェライト相を主体（面積率で９５％以上１００％以下）とする領域である。フェライト相の面積率は、好ましくは９２％以上、９４％以上、または９５％以上であるとよい。
［第１領域と第２領域の積層構造］
第１領域（オーステナイト系ステンレス鋼）と第２領域（フェライト系ステンレス鋼）は、それぞれ層状（表面に平行な層状）になっており、板状の電磁波シールド材の板厚方向にこれら領域が交互に積層された構造（積層構造）になっている。オーステナイト系ステンレス鋼であれば、異なる種類のオーステナイト系ステンレス鋼であっても第１領域に属する。同様にフェライト系ステンレス鋼であれば、異なる種類のフェライト系ステンレス鋼であっても第２領域に属する。
第１領域（オーステナイト系ステンレス鋼）と第２領域（フェライト系ステンレス鋼）は、それぞれ層状（表面に平行な層状）になっており、板状の電磁波シールド材の板厚方向にこれら領域が交互に積層された構造（積層構造）になっている。オーステナイト系ステンレス鋼であれば、異なる種類のオーステナイト系ステンレス鋼であっても第１領域に属する。同様にフェライト系ステンレス鋼であれば、異なる種類のフェライト系ステンレス鋼であっても第２領域に属する。
積層構造は、第１領域と第２領域が交互に積層されていれば、その構成は特に限定しない。例えば１層目が第１領域で２層目が第２領域の合計２層の構造でもよい。例えば、第１領域－第２領域－第１領域の順に３層構造でもよい。例えば、同様に第１領域－第２領域－第１領域－第２領域－・・・・・のように４層以上の多層構造であってもよい。第１領域と第２領域の界面反射損失の効果を得るためには、３層以上の多層構造が好ましい。もちろん、前記した層順において、第１領域と第２領域を入れ替えたものであってもよい。一方で、多層構造は製造工程が複雑化するため、電磁波シールド効果と製造コストの兼ね合いで層数を決めるとよい。
［分断部分］
各層は、その層を貫通するような分断された部分（第１領域ではオーステナイト相でない部分であり、第２領域ではフェライト相ではない部分。以下、これらを分断部分と呼ぶ。）は少ない方がよい。分断部分があると、その部分から電磁波が透過するからである。各層を垂直上方から見た際に、分断部分の面積率が３０％以下、２０％以下、１０％以下、５％以下、３％以下、２％以下、１％以下、または０％（皆無）であることが望ましい。
各層は、その層を貫通するような分断された部分（第１領域ではオーステナイト相でない部分であり、第２領域ではフェライト相ではない部分。以下、これらを分断部分と呼ぶ。）は少ない方がよい。分断部分があると、その部分から電磁波が透過するからである。各層を垂直上方から見た際に、分断部分の面積率が３０％以下、２０％以下、１０％以下、５％以下、３％以下、２％以下、１％以下、または０％（皆無）であることが望ましい。
［少なくとも一方の面が前記第１領域］
オーステナイト相はフェライト相に比べ耐食性も良好であるので、電磁波シールド材の表裏の少なくとも一方の面がオーステナイト相を主体とするステンレス鋼（第１領域）によって覆われていれば、より耐食性を確保することができる。また、加工性の観点からも、曲げ加工や絞り加工の場合、最大応力が発生する最外層がオーステナイト相を主体とするステンレス鋼（第１領域）であることが好ましい。そのため電磁シールド材の表面のうち、少なくとも一方の表面部分（表層部）、好ましくは両表面部分（両表層部）が第１領域であることが好ましい。
オーステナイト相はフェライト相に比べ耐食性も良好であるので、電磁波シールド材の表裏の少なくとも一方の面がオーステナイト相を主体とするステンレス鋼（第１領域）によって覆われていれば、より耐食性を確保することができる。また、加工性の観点からも、曲げ加工や絞り加工の場合、最大応力が発生する最外層がオーステナイト相を主体とするステンレス鋼（第１領域）であることが好ましい。そのため電磁シールド材の表面のうち、少なくとも一方の表面部分（表層部）、好ましくは両表面部分（両表層部）が第１領域であることが好ましい。
［各層の層厚］
各層の厚さは特に限定されない。
各層の厚さは特に限定されない。
［層厚、断面面積率の測定方法］
各層厚の測定方法を以下に説明する。
電磁シールド材から、板厚方向断面が観察面となるように試験片を採取する。観察面を研磨し、エッチングする。エッチング液はステンレス鋼用のエッチング液であれば特に限定しないが、王水とグリセリンとを体積比で４：１としたエッチング液を好適に用いることができる。
各層厚の測定方法を以下に説明する。
電磁シールド材から、板厚方向断面が観察面となるように試験片を採取する。観察面を研磨し、エッチングする。エッチング液はステンレス鋼用のエッチング液であれば特に限定しないが、王水とグリセリンとを体積比で４：１としたエッチング液を好適に用いることができる。
電磁波シールド材における第１領域と第２領域の境界はエッチングによって明確に判別することができる。第１領域と第２領域との境界は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）によっても確認できる。ＥＢＳＤのＩＰＦマップより、オーステナイト相（γ）を主体とする領域（第１領域）と、フェライト相（α）を主体とする領域（第２領域）とを確認できる。上述した方法によって第１領域と第２領域との境界を定めた後、それぞれの層の面積を画像解析ソフトで求める。
例えば、第１領域（γ）－第２領域（α）－第１領域（γ）の順に３層構造の場合、第２領域の面積をＡ、第２領域以外の領域（即ち第１領域）のうち第１層の面積をＢ１、第３層の面積をＢ２とすると、第２領域の断面面積率はＡ／（Ａ＋Ｂ１＋Ｂ２）から求められる。同様に、第１層の断面面積率はＢ１／（Ａ＋Ｂ１＋Ｂ２）、第３層の断面面積率はＢ２／（Ａ＋Ｂ１＋Ｂ２）で求められる。第１領域と第２領域が層状に積層されているので、求めた断面面積率が層厚の比になるので、電磁波シールド材の厚さに断面面積率を乗算すれば、各層の層厚を求めることができる。
なお、電磁シールド材が長尺である場合、電磁シールド材を均等に切断した複数の断面（例えば１０断面）で断面面積率を測定し、その平均を求めることが望ましい。
第１領域の析出物はＣ，Ｎ，ＯとＣｒ等の金属元素の分布からその面積を求め、第１領域の面積から析出物の割合を算出できる。
第１領域の析出物はＣ，Ｎ，ＯとＣｒ等の金属元素の分布からその面積を求め、第１領域の面積から析出物の割合を算出できる。
［析出物］
第１領域及び第２領域中には、炭化物、酸化物及び窒化物のうち少なくとも何れかを含む析出物のうち一種以上が分散していてもよい。析出物は、Ｃｒ窒化物、Ｃｒ酸化物、Ｃｒ炭化物、Ｆｅ酸化物、Ｆｅ炭化物などである。析出物が存在すると、その界面における電磁波エネルギの反射損失の効果が期待できるからである。特に、最外層（電磁波シールド材の少なくとも一方の面側の層）に析出物が存在すると表層における反射損失が期待できる上に、反射波が第１領域と第２領域の界面によって反射されるので、シールド材を貫通することを抑制することができる。
第１領域及び第２領域中には、炭化物、酸化物及び窒化物のうち少なくとも何れかを含む析出物のうち一種以上が分散していてもよい。析出物は、Ｃｒ窒化物、Ｃｒ酸化物、Ｃｒ炭化物、Ｆｅ酸化物、Ｆｅ炭化物などである。析出物が存在すると、その界面における電磁波エネルギの反射損失の効果が期待できるからである。特に、最外層（電磁波シールド材の少なくとも一方の面側の層）に析出物が存在すると表層における反射損失が期待できる上に、反射波が第１領域と第２領域の界面によって反射されるので、シールド材を貫通することを抑制することができる。
一方で析出物がステンレス鋼中に存在すると、加工時に析出物周辺に歪が集中し破断の起点となる。特に粗大結晶粒は応力集中の起点となるだけでなく、ステンレス箔の実質的厚さが減少するため、破断の原因になる。そのため、加工性の観点から析出物はない方が好ましい。加工性を考慮すると、析出物は粒径１．０μｍ以下であるとよい。析出物は小さい方が好ましく、粒径が０．８μｍ以下、０．６μｍ以下、０．４μｍ以下、０．２μｍ以下、または０．１μｍ以下であることが好ましい。また、析出物の密度は、電磁シールド材の板厚方向断面において、粒径０．１μｍ以上の析出物の面積率で１０％以下、７％以下、５％以下、または３．５％以下であるとよい。
析出物密度（面積率）の下限は０％が好ましいが、最外層（表層）の場合は析出物界面での反射損失効果も期待できるので、粒径０．１μｍ以上の析出物の面積率で０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、または０．５％以上であってもよい。
なお、ここで析出物の粒径は、電磁シールド材の板厚方向断面において観察される析出物の面積同等の円相当直径のことである。
なお、ここで析出物の粒径は、電磁シールド材の板厚方向断面において観察される析出物の面積同等の円相当直径のことである。
［成分］
本実施形態による電磁波シールド材の成分は問わない。第１領域は、オーステナイト相主体のステンレス鋼であれば成分は限定されない。第２領域も、フェライト相が主体のステンレス鋼であれば成分は限定されない。
本実施形態による電磁波シールド材の成分は問わない。第１領域は、オーステナイト相主体のステンレス鋼であれば成分は限定されない。第２領域も、フェライト相が主体のステンレス鋼であれば成分は限定されない。
［板厚］
本実施形態による電磁波シールド材の板厚は特に限定しない。しかし、板厚が薄すぎると形状を良好に保ったまま圧延することが困難になることに加えて、箔平坦度を確保するのが困難となる。そのため、板厚は５μｍ以上とするとよい。好ましくは7μｍ以上、８μｍ以上、９μｍ以上、または１０μｍ以上とするとよい。一方、板厚が厚すぎると、センサーなどの小さな電子機器部材のシールド材として微細な加工が困難になることに加え、電子機器の重量が増加し実用に耐えられないため、板厚は２００μｍ以下とするとよい。好ましくは１５０μｍ以下、１００μｍ以下、７０μｍ以下、６０μｍ以下、５０μｍ以下、４０μｍ以下、３０μｍ以下、２０μｍ以下、または１０μｍ以下にするとよい。
本実施形態による電磁波シールド材の板厚は特に限定しない。しかし、板厚が薄すぎると形状を良好に保ったまま圧延することが困難になることに加えて、箔平坦度を確保するのが困難となる。そのため、板厚は５μｍ以上とするとよい。好ましくは7μｍ以上、８μｍ以上、９μｍ以上、または１０μｍ以上とするとよい。一方、板厚が厚すぎると、センサーなどの小さな電子機器部材のシールド材として微細な加工が困難になることに加え、電子機器の重量が増加し実用に耐えられないため、板厚は２００μｍ以下とするとよい。好ましくは１５０μｍ以下、１００μｍ以下、７０μｍ以下、６０μｍ以下、５０μｍ以下、４０μｍ以下、３０μｍ以下、２０μｍ以下、または１０μｍ以下にするとよい。
［製造方法］
本発明に係る電磁波シールド材は、上記構造を有するものであれば製造方法は限定されない。
例えばオーステナイト系ステンレス鋼板とフェライト系ステンレス鋼板を積層したクラッド鋼板を作成し、通常の箔圧延プロセスにより両相が積層したステンレス箔を得ることができる。
本発明に係る電磁波シールド材は、上記構造を有するものであれば製造方法は限定されない。
例えばオーステナイト系ステンレス鋼板とフェライト系ステンレス鋼板を積層したクラッド鋼板を作成し、通常の箔圧延プロセスにより両相が積層したステンレス箔を得ることができる。
また、例えば、フェライト系ステンレス箔を窒化処理し、表面から窒素を浸入させて表層部分をオーステナイト相化させることにより、オーステナイト相とフェライト相が積層したステンレス箔を得ることができる。この方法では一方の表面または両表面がオーステナイト相（γ）で中心部がフェライト相（α）となるステンレス箔（γ－αの２層、またはγ－α－γの３層ステンレス箔）が得られる。既存のフェライト系ステンレス箔を窒化処理すればよいので、比較的簡便で既存設備を活用して製造することができる。
また、例えば、上記２方法を組み合わせてもよい。例えば、フェライト系ステンレス鋼板－オーステナイト系ステンレス鋼板－フェライト系ステンレス鋼板を積層してα－γ－αクラッド鋼板とし、このクラッド鋼板を窒化処理してもよい。これによりγ－α－γ－α－γの５層ステンレス箔を得ることができる。
以下に製造方法の一実施形態として、母材となるフェライト系ステンレス箔を窒化処理する製造方法を一例として説明する。図１は、本実施形態による電磁波シールド材としてのステンレス箔の製造方法の一例を示すフロー図である。この製造方法はあくまでも例示であり、本実施形態によるステンレス鋼板の製造方法はこの方法に限定されない。
この製造方法は、スラブを準備する工程（ステップＳ１）と、スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって厚み５～２００μｍの圧延鋼板を得る工程（ステップＳ２）と、圧延鋼板を窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍（窒化処理）して冷却する工程（ステップＳ３）とを備えている。以下、各工程を詳述する。
この製造方法は、スラブを準備する工程（ステップＳ１）と、スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって厚み５～２００μｍの圧延鋼板を得る工程（ステップＳ２）と、圧延鋼板を窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍（窒化処理）して冷却する工程（ステップＳ３）とを備えている。以下、各工程を詳述する。
［スラブ準備工程］ステップＳ１
母材となるフェライト系ステンレス鋼の化学組成を有するスラブを準備する（ステップＳ１）。例えば、一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼の化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２０～２６％、Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｃ：０．０４０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：３．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、残部：Ｆｅ及び不純物であるスラブを準備する。
スラブのＮ含有量を０．１％以下とするのは、Ｎ含有量が０．１％を超えると、変形抵抗が高くなり、圧延によって鋼板にすることが困難になるためである。スラブのＮ含有量の上限は、好ましくは０．０５％である。
母材となるフェライト系ステンレス鋼の化学組成を有するスラブを準備する（ステップＳ１）。例えば、一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼の化学組成が、質量％で、Ｃｒ：２０～２６％、Ｎ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｃ：０．０４０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｍｏ：３．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃａ：５０ｐｐｍ未満、ｓｏｌ．Ａｌ：３００ｐｐｍ未満、残部：Ｆｅ及び不純物であるスラブを準備する。
スラブのＮ含有量を０．１％以下とするのは、Ｎ含有量が０．１％を超えると、変形抵抗が高くなり、圧延によって鋼板にすることが困難になるためである。スラブのＮ含有量の上限は、好ましくは０．０５％である。
上記一実施形態による母材となるフェライト系ステンレス鋼の化学組成を説明する。以下の説明において、元素の含有量の「％」及び「ｐｐｍ」は、特に断りのない限り、それぞれ質量％及び質量ｐｐｍを意味する。
（Ｃｒ：２０．００～２６．００％）
クロム（Ｃｒ）は、ステンレス鋼の表面でＣｒ２Ｏ３不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる作用を有する。Ｃｒ含有量が少ないと、窒素吸収によりオーステナイト化させた組織にマルテンサイト相が多く含まれる可能性がある。また、Ｃｒ含有量が少ないと強加工を行うと加工誘起マルテンサイト相が生成する可能性がある。そのため、Ｃｒの下限は２０．００％とする。一方、Ｃｒ含有量の増加に従って、変形抵抗は高くなる。そのため、より安定した製造性（特に板厚の薄い鋼板の平坦性）を担保するため、Ｃｒ含有量の上限を２６．００％とする。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは２１．００％、２２．００％、または２３．００％にするとよい。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは２５．００％、または２４．００％にするとよい。
クロム（Ｃｒ）は、ステンレス鋼の表面でＣｒ２Ｏ３不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる作用を有する。Ｃｒ含有量が少ないと、窒素吸収によりオーステナイト化させた組織にマルテンサイト相が多く含まれる可能性がある。また、Ｃｒ含有量が少ないと強加工を行うと加工誘起マルテンサイト相が生成する可能性がある。そのため、Ｃｒの下限は２０．００％とする。一方、Ｃｒ含有量の増加に従って、変形抵抗は高くなる。そのため、より安定した製造性（特に板厚の薄い鋼板の平坦性）を担保するため、Ｃｒ含有量の上限を２６．００％とする。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは２１．００％、２２．００％、または２３．００％にするとよい。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは２５．００％、または２４．００％にするとよい。
（第２領域のＮ：０．１０％以下）
本実施形態は、フェライト系ステンレス鋼を母材として、表面窒化処理により表層部分をオーステナイト系ステンレス鋼（第１領域）にするものである。従って、母材となるフェライト系ステンレス鋼が、そのまま第２領域として残存する。窒素（Ｎ）は、ステンレス鋼のオーステナイト化を促進する元素でもある。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎ系ステンレス鋼においてフェライト相を主体とする組織を得るためには窒素（Ｎ）は０．１０％以下とするとよい。
また、母材となるフェライト系ステンレス鋼を所定の板厚になるよう圧延し、その後表面窒化処理により第１領域を形成する場合、母材中のＮ含有量が０．１０％を超えると、変形抵抗が高くなり、圧延によって鋼板にすることが困難になる。
これらのことから、母材となるフェライト系ステンレス鋼のＮ含有量は０．１０％以下にするとよく、好ましくは０．０９％以下、０．０８％以下、０．０７％以下、０．０６％以下、または０．０５％以下であるとよい。
本実施形態は、フェライト系ステンレス鋼を母材として、表面窒化処理により表層部分をオーステナイト系ステンレス鋼（第１領域）にするものである。従って、母材となるフェライト系ステンレス鋼が、そのまま第２領域として残存する。窒素（Ｎ）は、ステンレス鋼のオーステナイト化を促進する元素でもある。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎ系ステンレス鋼においてフェライト相を主体とする組織を得るためには窒素（Ｎ）は０．１０％以下とするとよい。
また、母材となるフェライト系ステンレス鋼を所定の板厚になるよう圧延し、その後表面窒化処理により第１領域を形成する場合、母材中のＮ含有量が０．１０％を超えると、変形抵抗が高くなり、圧延によって鋼板にすることが困難になる。
これらのことから、母材となるフェライト系ステンレス鋼のＮ含有量は０．１０％以下にするとよく、好ましくは０．０９％以下、０．０８％以下、０．０７％以下、０．０６％以下、または０．０５％以下であるとよい。
（第１領域のＮ：０．１５～５．００％）
本実施形態の場合、母材となるフェライト系ステンレス鋼の表面を窒化処理により表層部をオーステナイト化する。そのため、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎ系ステンレス鋼において、表層部にオーステナイト相を主体とする組織（第１領域）を得るために必要なＮ含有量は０．１５％以上にするとよい。一方、結晶粒内にＣｒ２ＮやＣｒＮのような窒化物を生成すると加工性が劣化するので、これを抑制するためＮ含有量の上限は５．００％にするとよい。よって第１領域の窒素（Ｎ）は０．１５％以上で５．００％以下にするとよい。第１領域のＮ含有量の下限は、好ましくは０．１７％、０．１９％、０．２１％、０．２３％、０．２５％、０．２７％、０．２９％、０．３１％、０．３３％、０．３５％、０．４０％、０．４５％、０．５０％、０．５５％または０．６０％とすることができる。Ｎ含有量の上限は、好ましくは４．７５％、４．５０％、４．２５％、４．００％、３．７５％、３．５０％、３．２５％、３．００％、２．８０％、２．６０％、２．４０％、２．２０％、２．００％、１．８０％、１．６０％、１．５０％、１．４０％、１．３０％、または１．２０％とすることができる。当然ではあるが、本実施形態の場合、第１領域のＮ含有量は、第２領域（母材）のＮ含有量よりも多い。
本実施形態の場合、母材となるフェライト系ステンレス鋼の表面を窒化処理により表層部をオーステナイト化する。そのため、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎ系ステンレス鋼において、表層部にオーステナイト相を主体とする組織（第１領域）を得るために必要なＮ含有量は０．１５％以上にするとよい。一方、結晶粒内にＣｒ２ＮやＣｒＮのような窒化物を生成すると加工性が劣化するので、これを抑制するためＮ含有量の上限は５．００％にするとよい。よって第１領域の窒素（Ｎ）は０．１５％以上で５．００％以下にするとよい。第１領域のＮ含有量の下限は、好ましくは０．１７％、０．１９％、０．２１％、０．２３％、０．２５％、０．２７％、０．２９％、０．３１％、０．３３％、０．３５％、０．４０％、０．４５％、０．５０％、０．５５％または０．６０％とすることができる。Ｎ含有量の上限は、好ましくは４．７５％、４．５０％、４．２５％、４．００％、３．７５％、３．５０％、３．２５％、３．００％、２．８０％、２．６０％、２．４０％、２．２０％、２．００％、１．８０％、１．６０％、１．５０％、１．４０％、１．３０％、または１．２０％とすることができる。当然ではあるが、本実施形態の場合、第１領域のＮ含有量は、第２領域（母材）のＮ含有量よりも多い。
（Ｓｉ：０～２．００％）
シリコン（Ｓｉ）は、含有されなくてもよい。Ｓｉは、ステンレス鋼の加工性を劣化させる元素であることから、通常は積極的に添加する元素ではない。一方、Ｓｉは、ステンレス鋼が過不動態腐食環境に曝されると表面でＳｉＯ２を生成し、Ｃｒ２Ｏ３不動態皮膜を被覆して保護する作用を発揮する。一方、Ｓｉ含有量が多いと、加工性の劣化や、製造中に脆いσ相が析出しやすくなり、鋼板への加工工程で割れが発生する場合や、平坦性が悪くプレス加工に適さない形状になる場合がある。従って、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量の上限は２．００％とする。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．９０％、１．８０％、１．７０％、１．６０％、または１．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
シリコン（Ｓｉ）は、含有されなくてもよい。Ｓｉは、ステンレス鋼の加工性を劣化させる元素であることから、通常は積極的に添加する元素ではない。一方、Ｓｉは、ステンレス鋼が過不動態腐食環境に曝されると表面でＳｉＯ２を生成し、Ｃｒ２Ｏ３不動態皮膜を被覆して保護する作用を発揮する。一方、Ｓｉ含有量が多いと、加工性の劣化や、製造中に脆いσ相が析出しやすくなり、鋼板への加工工程で割れが発生する場合や、平坦性が悪くプレス加工に適さない形状になる場合がある。従って、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量の上限は２．００％とする。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．９０％、１．８０％、１．７０％、１．６０％、または１．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
（Ｃ：０～０．０４０％）
炭素（Ｃ）は、含有されなくてもよい。本実施形態のステンレス鋼板ではＮを一定量以上含有させるため、Ｎによる固溶強化で十分であり、Ｃを添加しなくてもよい。一方、Ｃは固溶強化元素であり、ステンレス鋼の強度向上に寄与する。しかし、Ｃ含有量が多すぎると、製造過程で炭化物が多数生成され、これら炭化物が破壊の起点となって、鋼の成形性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０４０％以下とする。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０３８％、０．０３６％、０．０３４％、０．０３２％、または０．０３０％である。Ｃ含油量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％である。
炭素（Ｃ）は、含有されなくてもよい。本実施形態のステンレス鋼板ではＮを一定量以上含有させるため、Ｎによる固溶強化で十分であり、Ｃを添加しなくてもよい。一方、Ｃは固溶強化元素であり、ステンレス鋼の強度向上に寄与する。しかし、Ｃ含有量が多すぎると、製造過程で炭化物が多数生成され、これら炭化物が破壊の起点となって、鋼の成形性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０４０％以下とする。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０３８％、０．０３６％、０．０３４％、０．０３２％、または０．０３０％である。Ｃ含油量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％である。
（Ｐ：０．０３０％以下）
リン（Ｐ）は、不純物である。Ｐは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。従って、Ｐ含有量はできるだけ低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量の下限は０％であるが、過剰な低下は精錬時の負荷を高くするか、または高価格の原料を用いる必要があるため、現実的には０．００１％であってもよい。
リン（Ｐ）は、不純物である。Ｐは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。従って、Ｐ含有量はできるだけ低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量の下限は０％であるが、過剰な低下は精錬時の負荷を高くするか、または高価格の原料を用いる必要があるため、現実的には０．００１％であってもよい。
（Ｓ：０．０３０％以下）
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。従って、Ｓ含有量はできるだけ低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。Ｓ含有量の下限は０％であるが、過剰な低下は精錬時の負荷を高くするか、または高価格の原料を用いる必要があるため、現実的には０．００１％であってもよい。
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは凝固時に粒界に偏析し、凝固割れ感受性を高める。従って、Ｓ含有量はできるだけ低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．０３０％以下とする。Ｓ含有量の下限は０％であるが、過剰な低下は精錬時の負荷を高くするか、または高価格の原料を用いる必要があるため、現実的には０．００１％であってもよい。
（Ｍｎ：０～１．５０％）
マンガン（Ｍｎ）は、含有されなくてもよい。一方、Ｍｎは、Ｓによる熱間加工性の低下を抑制する。Ｍｎはさらに、ステンレス鋼を脱酸する。しかし、Ｍｎ含有量が多くなると、σ相等の金属間化合物相の析出が促進される。σ相の析出によって組織安定性が低下するとともに、ステンレス鋼の靱性及び延性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．４０％、１．３０％、１．２０％、１．１０％、１．００％、０．９０％、０．８０％、０．７０％０．６０％、または０．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％、０．０５％、または０．１０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、含有されなくてもよい。一方、Ｍｎは、Ｓによる熱間加工性の低下を抑制する。Ｍｎはさらに、ステンレス鋼を脱酸する。しかし、Ｍｎ含有量が多くなると、σ相等の金属間化合物相の析出が促進される。σ相の析出によって組織安定性が低下するとともに、ステンレス鋼の靱性及び延性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．４０％、１．３０％、１．２０％、１．１０％、１．００％、０．９０％、０．８０％、０．７０％０．６０％、または０．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％、０．０５％、または０．１０％である。
（Ｃｕ：０～０．５０％）
銅（Ｃｕ）は、含有されなくてもよい。Ｃｕは粒界に偏析しやすく、また、オーステナイト安定化元素である。Ｃｕは固溶強化元素として作用し、構造材として必要な高温強度の上昇に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。Ｃｕ含有量が多くなると、鋳造時の凝固中にフェライト生成が抑制され、凝固割れ感受性が高まる。また、Ｃｕ含有量が多いと、熱間加工性が低下する恐れがある。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．４７％、０．４３％、０．４０％、０．３７％、０．３３％、０．３０％、０．２７％、０．２３％、０．２０％にするとよい。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
銅（Ｃｕ）は、含有されなくてもよい。Ｃｕは粒界に偏析しやすく、また、オーステナイト安定化元素である。Ｃｕは固溶強化元素として作用し、構造材として必要な高温強度の上昇に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。Ｃｕ含有量が多くなると、鋳造時の凝固中にフェライト生成が抑制され、凝固割れ感受性が高まる。また、Ｃｕ含有量が多いと、熱間加工性が低下する恐れがある。そのため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．４７％、０．４３％、０．４０％、０．３７％、０．３３％、０．３０％、０．２７％、０．２３％、０．２０％にするとよい。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
（Ｍｏ：０～３．００％）
モリブデン（Ｍｏ）は、含有されなくてもよい。一方、特に耐食性を高めたいときは、Ｍｏはステンレス鋼の耐食性を高める効果を有する。しかし、Ｍｏはレアメタルに分類される高価な元素であり、経済性に優れた材料を提供するという観点では好ましくない。また、Ｍｏ含有量が多すぎると、熱間加工性が低下するとともに、表層にオーステナイト相を主体とする組織が得られない場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は３．００％以下とする。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは２．７５％、２．５０％、２．２５％、２．００％、１．８０％、１．６０％、１．５０％、１．３０％、１．１０％、１．００％、０．９０％、０．８０％、０．７０％、０．６０％、または０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％、０．０５％、０．１０％、０．２０％または０．３０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、含有されなくてもよい。一方、特に耐食性を高めたいときは、Ｍｏはステンレス鋼の耐食性を高める効果を有する。しかし、Ｍｏはレアメタルに分類される高価な元素であり、経済性に優れた材料を提供するという観点では好ましくない。また、Ｍｏ含有量が多すぎると、熱間加工性が低下するとともに、表層にオーステナイト相を主体とする組織が得られない場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は３．００％以下とする。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは２．７５％、２．５０％、２．２５％、２．００％、１．８０％、１．６０％、１．５０％、１．３０％、１．１０％、１．００％、０．９０％、０．８０％、０．７０％、０．６０％、または０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％、０．０５％、０．１０％、０．２０％または０．３０％である。
（Ｎｉ：０～５．００％）
ニッケル（Ｎｉ）は、含有されなくてもよい。一方、Ｎｉは、ステンレス鋼のオーステナイト化を促進する元素であり、また耐食性の向上にも寄与するため、特に耐食性を高めたい場合や加工性を向上させたい場合には含有させてもよい。しかし、Ｎｉはレアメタルに属する元素であり、経済性に優れた材料を提供するという観点で好ましくない。また、Ｎｉイオンが溶出することによって、白金触媒と高分子電解質膜との界面での酸素還元反応速度を低下させる恐れがある。そのため、Ｎｉ含有量は５．０％以下とする。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは４．５０％。４．００％、３．５０％、３．００％、２．５０％、２．００％、１．５０％、１．００％、０．８０％、０．７０％、０．６％、０．５％、０．４％、０．３％、または０．２％にするとよい。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％、０．０５％、または０．１０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、含有されなくてもよい。一方、Ｎｉは、ステンレス鋼のオーステナイト化を促進する元素であり、また耐食性の向上にも寄与するため、特に耐食性を高めたい場合や加工性を向上させたい場合には含有させてもよい。しかし、Ｎｉはレアメタルに属する元素であり、経済性に優れた材料を提供するという観点で好ましくない。また、Ｎｉイオンが溶出することによって、白金触媒と高分子電解質膜との界面での酸素還元反応速度を低下させる恐れがある。そのため、Ｎｉ含有量は５．０％以下とする。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは４．５０％。４．００％、３．５０％、３．００％、２．５０％、２．００％、１．５０％、１．００％、０．８０％、０．７０％、０．６％、０．５％、０．４％、０．３％、または０．２％にするとよい。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％、０．０５％、または０．１０％である。
（Ｃａ：０～５０ｐｐｍ未満）
カルシウム（Ｃａ）は、不純物であるので含有されないことが好ましい。ステンレス鋼の腐食の起点になりうる非金属介在物としては、一般にＣａＳやＭｎＳが知られている。腐食起点となるＣａＳを多量に生成させないために、Ｃａ含有量は５０ｐｐｍ未満とするとよい。
カルシウム（Ｃａ）は、不純物であるので含有されないことが好ましい。ステンレス鋼の腐食の起点になりうる非金属介在物としては、一般にＣａＳやＭｎＳが知られている。腐食起点となるＣａＳを多量に生成させないために、Ｃａ含有量は５０ｐｐｍ未満とするとよい。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０～３００ｐｐｍ未満）
アルミニウム（Ａｌ）は、含有されなくてもよい。一方、Ａｌは、ステンレス鋼を脱酸する。しかし、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下し、ステンレス鋼の加工性及び延性が低下する。従って、Ａｌ含有量は、３００ｐｐｍ未満である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは１ｐｐｍ、１０ｐｐｍ、５０ｐｐｍ、または１００ｐｐｍである。なお、本明細書において、Ａｌ含有量は酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、含有されなくてもよい。一方、Ａｌは、ステンレス鋼を脱酸する。しかし、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下し、ステンレス鋼の加工性及び延性が低下する。従って、Ａｌ含有量は、３００ｐｐｍ未満である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは１ｐｐｍ、１０ｐｐｍ、５０ｐｐｍ、または１００ｐｐｍである。なお、本明細書において、Ａｌ含有量は酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
本実施形態によるステンレス鋼板の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、意図せずに鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
スラブを準備する工程は、これに限定されないが、例えば次のようにすることもできる。
原料を溶解する。原料としては、ステンレス鋼製造用のフェロクロム及びフェロシリコン、鋳鉄、並びにフェライト系ステンレス鋼のスクラップ等を用いることができる。溶解は、主に電気炉で行う。実験室レベルでは、真空誘導加熱炉で行うこともできる。炭素量、ガス成分、金属介在物を低減するために精錬を行う。精錬は、ＡＯＤ（Argon-Oxygen-Decarburization）法、ＶＯＤ（Vacuum-Oxygen-Decarburization）法、Ｖ－ＡＯＤ法等が適用可能である。その後、連続鋳造装置やケースへの鋳込みにより、圧延に適した形状
のスラブにする。スラブの化学組成は、原料の配合や、精錬の条件によって調整することができる。
原料を溶解する。原料としては、ステンレス鋼製造用のフェロクロム及びフェロシリコン、鋳鉄、並びにフェライト系ステンレス鋼のスクラップ等を用いることができる。溶解は、主に電気炉で行う。実験室レベルでは、真空誘導加熱炉で行うこともできる。炭素量、ガス成分、金属介在物を低減するために精錬を行う。精錬は、ＡＯＤ（Argon-Oxygen-Decarburization）法、ＶＯＤ（Vacuum-Oxygen-Decarburization）法、Ｖ－ＡＯＤ法等が適用可能である。その後、連続鋳造装置やケースへの鋳込みにより、圧延に適した形状
のスラブにする。スラブの化学組成は、原料の配合や、精錬の条件によって調整することができる。
［圧延工程］ステップＳ２
スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって、厚み５～２００μｍの圧延鋼板を得る（ステップＳ２）。熱間圧延及び冷間圧延はそれぞれ繰り返し行ってもよく、必要に応じて焼鈍等の中間熱処理や、酸洗を行ってもよい。また、熱間圧延及び冷間圧延に加えて、必要に応じて熱間鍛造や切削加工をさらに行ってもよい。
スラブを熱間圧延及び冷間圧延することによって、厚み５～２００μｍの圧延鋼板を得る（ステップＳ２）。熱間圧延及び冷間圧延はそれぞれ繰り返し行ってもよく、必要に応じて焼鈍等の中間熱処理や、酸洗を行ってもよい。また、熱間圧延及び冷間圧延に加えて、必要に応じて熱間鍛造や切削加工をさらに行ってもよい。
圧延工程はこれに限定されないが、例えば以下のようにすることができる。
タンデムミルやステッケルミルによって熱間圧延してスラブを熱間コイルにする。この熱間コイルを焼鈍・酸洗する。さらに多段ロール冷間圧延機によって冷間圧延して、厚み５～２００μｍの圧延鋼板にする。
タンデムミルやステッケルミルによって熱間圧延してスラブを熱間コイルにする。この熱間コイルを焼鈍・酸洗する。さらに多段ロール冷間圧延機によって冷間圧延して、厚み５～２００μｍの圧延鋼板にする。
［焼鈍（窒化処理）工程］ステップ３
圧延鋼板を、窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍して冷却する（ステップＳ３）。この工程によって、鋼板の表面から窒素を浸透させて、鋼板の両表面またはどちらか一方の面の表層の組織を、オーステナイト相を主体とする組織（第１領域）にする。一方の面の表層だけオーステナイト相にする場合は、例えばその反対の面（オーステナイト相にしない面）をマスキングして窒化処理をするとよい。
圧延鋼板を、窒素を含むガス雰囲気下で焼鈍して冷却する（ステップＳ３）。この工程によって、鋼板の表面から窒素を浸透させて、鋼板の両表面またはどちらか一方の面の表層の組織を、オーステナイト相を主体とする組織（第１領域）にする。一方の面の表層だけオーステナイト相にする場合は、例えばその反対の面（オーステナイト相にしない面）をマスキングして窒化処理をするとよい。
焼鈍工程後の鋼板表層部（第１領域）のＮ含有量は、スラブのＮ含有量、焼鈍の条件などによって調整することができる。具体的には、スラブのＮ含有量を高くしたり、焼鈍の際の窒素分圧を高くしたり、焼鈍の温度を高くしたり、または焼鈍の保持時間を長くしたり、鋼板の通板速度を制御したりすることによって、鋼板表層部（第１領域）のＮ含有量を高くすることができる。
処理ガス全圧に対する窒素の分圧の比は、好ましくは０．２～０．９である。全圧に対する窒素の分圧の比が０．２未満では、表面から十分に窒素が供給されず、鋼板の厚みが厚い場合に、鋼板の表裏の面の全体を覆うように第１領域を形成することが困難になる。一方、処理ガス全圧に対する窒素の分圧の比が０．９よりも高いと、表面にＣｒ窒化物が過剰に生成し、加工時割れ発生の起点となる可能性がある。処理ガス全圧に対する窒素の分圧の比の上限は、好ましくは０．７５である。窒素と混合するガスは、鋼板を酸化させないために水素を用いるのが好ましい。水素に代えて、あるいは水素に加えて、アルゴンを用いてもよい。
焼鈍温度は、好ましくは９５０～１２００℃にするとよい。焼鈍温度が９５０℃未満では、平衡状態でオーステナイト相のみならずＣｒ２Ｎ相が存在するため、第１領域のオーステナイト相分率を高くできない可能性がある。一方、焼鈍温度が１２００℃を超えると、特にＳｉを含有する場合、粒界近傍で液相が発生し、溶融して脆化が生じる可能性がある。焼鈍温度は、Ｃｒ含有量によって異なるが、１０５０～１１５０℃がより好ましい。
焼鈍の保持時間は、鋼板の厚み及び窒素分圧に依存して狭い範囲で管理する必要がある。窒素吸収によるオーステナイト化が表面から時間と共に板厚内部へ進むが、本実施形態によるステンレス鋼板の製造ではオーステナイト化の進行を途中で止める必要があるためである。保持時間が短すぎると、板厚が薄い場合でも、表面にフェライト相が残存する恐れがある。一方、保持時間が長すぎると、第２領域の断面面積率が低くなり過ぎる可能性がある。
焼鈍した鋼板を冷却する際は温度域に合わせた制御冷却をするとよい。焼鈍後の鋼板を徐冷すると窒素を吸収させて形成させたオーステナイト相はフェライト相とＣｒ窒化物の二相組織に変化してしまう。一方、冷却速度が速すぎると、炭化物、酸化物及び窒化物の何れかからなる析出物のうち一種以上が分散した構造のオーステナイト相を表層に形成させることができない。具体的には焼鈍処理温度から５００℃程度までは早い冷却速度（１０～１５℃/分）で冷却し、５００℃から３００℃までは比較的遅い冷却速度（５～８℃／秒）で冷却する制御冷却にするとよい。また、５００℃まで早い冷却速度（１０～１５℃/秒）で冷却したのち、５００℃±１０℃の範囲で１～３０秒程度保持し、その後早い冷却速度（１０～１５℃/秒）で冷却しても良い。
焼鈍工程は、上記焼鈍条件を満足するのであれば、焼鈍炉の形態は特に限定しない。例えば、鋼板を連続光輝焼鈍ラインと呼ばれる焼鈍ラインに通すことで実施することができる。
この焼鈍工程によって、鋼板の表面の表層にオーステナイト相を主体とする第１領域が形成される。焼鈍工程後の鋼板の表層は、Ｎ含有量が０．１５～５．０質量％であり、第２領域の断面面積率が１５％以上になるように調整される。
［試験材］
表１に示す８種の化学組成の鋼を、高周波誘導加熱方式の３０ｋｇ真空溶融炉で溶解し、直径１２５～１１５ｍｍ、高さが３２０ｍｍの略円錐台形状の鋳造インゴットを製造した。これらの鋳造インゴットを、円錐台形状の側面の表面黒皮をグラインダーにより研削し、研削後加熱して１２５０℃で３時間保持後、仕上厚２５ｍｍになるまで熱間鍛造し、厚み２０ｍｍになるまで研削しスラブを製造した。
表１に示す８種の化学組成の鋼を、高周波誘導加熱方式の３０ｋｇ真空溶融炉で溶解し、直径１２５～１１５ｍｍ、高さが３２０ｍｍの略円錐台形状の鋳造インゴットを製造した。これらの鋳造インゴットを、円錐台形状の側面の表面黒皮をグラインダーにより研削し、研削後加熱して１２５０℃で３時間保持後、仕上厚２５ｍｍになるまで熱間鍛造し、厚み２０ｍｍになるまで研削しスラブを製造した。
次に当該スラブを１２００℃で２時間保持した後、板厚４ｍｍになるまで熱間圧延し、熱延鋼板を得た。圧延後の黒皮除去のために熱延鋼板の厚みが３ｍｍになるまで研削した後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板を得た。
得られた冷間鋼板を、８００℃で１０分間のアルゴン雰囲気での中間焼鈍と冷間圧延を繰り返し行い表２に示す厚さの試験材を得た。
得られた冷間鋼板を、８００℃で１０分間のアルゴン雰囲気での中間焼鈍と冷間圧延を繰り返し行い表２に示す厚さの試験材を得た。
［焼鈍処理（窒化処理）］
各試験材から幅７０ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を切り出し、連続焼鈍シミュレータ装置によって、表２に示す焼鈍処理（窒化処理）条件で焼鈍処理を施し固相状態での窒素吸収処理（窒化処理）を実施した。なお、全圧は１気圧とした。
焼鈍後、表２に示す冷却条件で冷却した。なお、一部の試験材（表２中のＴＰ７、８）は、５００℃で10秒間保持した後、３００℃までを平均冷却速度を１４℃/秒となるよう冷却した。
以上より、ステンレス鋼板（試験材）を得た。
各試験材から幅７０ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片を切り出し、連続焼鈍シミュレータ装置によって、表２に示す焼鈍処理（窒化処理）条件で焼鈍処理を施し固相状態での窒素吸収処理（窒化処理）を実施した。なお、全圧は１気圧とした。
焼鈍後、表２に示す冷却条件で冷却した。なお、一部の試験材（表２中のＴＰ７、８）は、５００℃で10秒間保持した後、３００℃までを平均冷却速度を１４℃/秒となるよう冷却した。
以上より、ステンレス鋼板（試験材）を得た。
［組織等の調査］
（１）ステンレス鋼板のＮ含有量の測定
窒化処理後の鋼中のＮ含有量は、各試験片の全厚から分析サンプルを採取して、不活性ガス搬送融解熱伝導度法にて測定した。
（１）ステンレス鋼板のＮ含有量の測定
窒化処理後の鋼中のＮ含有量は、各試験片の全厚から分析サンプルを採取して、不活性ガス搬送融解熱伝導度法にて測定した。
（２）第１領域と第２領域とを有することの確認
各試験片から、圧延方向と垂直な断面（板厚方向断面）が観察面となるようにサンプルを採取し、樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、王水とグリセリンとを体積比で４：１としたエッチング液を用いて金属組織が現れるまでエッチングした。試験材が第１領域と第２領域とを有する場合、その境界はエッチングによって明確に判別することができた。
各試験片から、圧延方向と垂直な断面（板厚方向断面）が観察面となるようにサンプルを採取し、樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、王水とグリセリンとを体積比で４：１としたエッチング液を用いて金属組織が現れるまでエッチングした。試験材が第１領域と第２領域とを有する場合、その境界はエッチングによって明確に判別することができた。
フェライト相を主体とする領域（第２領域）は、オーステナイト相を主体とする領域（第１領域）よりも深くエッチングされた。フェライト相を主体とする領域内では、結晶粒ごとのエッチングの差が小さく、粒界のエッチングも薄く、粒内も比較的平滑にエッチングされた。これは、窒素侵入が起こっておらず、元のフェライト相のまま、高温の焼鈍による熱履歴だけを受けているためと考えられる。
これに対し、オーステナイト相を主体とする領域（第１領域）は、フェライト相を主体とする領域（第２領域）よりも浅くエッチングされた。オーステナイト相を主体とする領域内では、結晶粒ごとのエッチングの差が大きく、粒界が比較的明確にエッチングされ、粒内も比較的粗くエッチングされた。これは、固相状態で周囲が拘束されたまま窒素侵入による窒素濃化によってフェライト相からオーステナイト相に変態したため、粒内でひずみが蓄積されたことによるものと考えられる。
さらに、表層部がオーステナイト相（γ）を主体（γ面積率で７５％以上）とする領域（第１領域）であり、中心部がフェライト相（α）を主体（α面積率で９５％以上）とする領域（第２領域）であることを、ＥＢＳＤの方位マップで確認した。試験材から取り出したサンプルの断面構造を、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、日本電子製ＪＳＭ－７００１Ｆ）でも分析した。加速電圧：１５ｋＶ、測定視野：１５０μｍ（横）×５０μｍ（縦）、ＳｔｅｐＳｉｚｅ：０．０１μｍとし、ＴＳＬソリューションズ製ＨＩＫＡＲＩ（高速型検出器）及びＯＩＭ ＤＡＴＡ ＣＯＬＬＥＣＴＩＯＮ（測定ソフト）を用いて測定を行い、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（解析ソフト）にて解析を行った。ＥＢＳＤのＩＰＦマップより、表層部がオーステナイト相（γ）を主体とする領域（第１領域）であり、中心部がフェライト相（α）を主体とする領域（第２領域）であることを確認した。表２の「層構成」欄に表層からの順に、どの相になるかを記載した。
（３）第２領域（フェライト系ステンレス鋼）の断面面積率の測定
第１領域と第２領域との境界を定めた後、それぞれの面積を画像解析ソフトで求めた。第２領域の面積をＡ、第２領域以外の領域の面積をＢとし、第２領域の断面面積率をＡ／（Ａ＋Ｂ）から求めた。
第１領域と第２領域との境界を定めた後、それぞれの面積を画像解析ソフトで求めた。第２領域の面積をＡ、第２領域以外の領域の面積をＢとし、第２領域の断面面積率をＡ／（Ａ＋Ｂ）から求めた。
（４）第１領域（オーステナイト系ステンレス鋼）に分散する析出物の特定
第１領域に分散する析出物の特定はＸＲＤで実施した。試験材の厚さが３０μｍより厚い場合は片面から１０μm程度研磨しながらＸＲＤ測定を実施した。得られたＸＲＤのピークから第１領域に形成した析出物を特定した。
第１領域に分散する析出物の特定はＸＲＤで実施した。試験材の厚さが３０μｍより厚い場合は片面から１０μm程度研磨しながらＸＲＤ測定を実施した。得られたＸＲＤのピークから第１領域に形成した析出物を特定した。
（５）第１領域における、分散する析出物の割合の測定
試験材の断面構造を、ＦＥ－ＥＰＭＡ（日本電子製 ＪＸＡ－８５３０Ｆ）により分析した。分析方法の詳細は、次の通りである。試験材の第１領域において、ＸＲＤで特定された析出物の種類に応じた非金属元素（例えば炭化物ならＣ、窒化物ならＮ、酸化物ならＯ）と基材に含まれる合金元素の元素マッピングを実施し、非金属元素と金属元素の重なりとＸＲＤの分析結果から、各析出物の分布を特定する。得られたマッピングデータから画像解析ソフトで粒径（面積等価円相当直径）０．１μｍ以上の各析出物の面積を求めた。第１領域の面積をＡ、析出物の面積をＣとし、析出物の面積率をＣ／Ａから求めた。
試験材の断面構造を、ＦＥ－ＥＰＭＡ（日本電子製 ＪＸＡ－８５３０Ｆ）により分析した。分析方法の詳細は、次の通りである。試験材の第１領域において、ＸＲＤで特定された析出物の種類に応じた非金属元素（例えば炭化物ならＣ、窒化物ならＮ、酸化物ならＯ）と基材に含まれる合金元素の元素マッピングを実施し、非金属元素と金属元素の重なりとＸＲＤの分析結果から、各析出物の分布を特定する。得られたマッピングデータから画像解析ソフトで粒径（面積等価円相当直径）０．１μｍ以上の各析出物の面積を求めた。第１領域の面積をＡ、析出物の面積をＣとし、析出物の面積率をＣ／Ａから求めた。
［試験材の特性評価］
各試験材について、高周波領域での電磁波シールド特性、及び成形性（伸び）と強度（引張強度）を調査し、評価した結果を表２に示す。なお、各ＴＰにおいて、析出物の最大径は１．０μｍ以下であった。
各試験材について、高周波領域での電磁波シールド特性、及び成形性（伸び）と強度（引張強度）を調査し、評価した結果を表２に示す。なお、各ＴＰにおいて、析出物の最大径は１．０μｍ以下であった。
（１）高周波での電磁波シールド特性の評価
試験周波数での材料の透磁率が高いほど優れた電磁波シールド特性を示す。高周波帯域での透磁率を評価するため、試験周波数を１００ＭＨｚとし、１００ＭＨｚの透磁率を比較することで各試験材の電磁波シールド性を評価した。準備した各試験材を金型にて外形６．９３～６．９６ｍｍ、内径３．０６～３．１０ｍｍに打ち抜き、測定用テストピース（ＴＰ）を準備した。各ＴＰの１００ＭＨｚの透磁率測定を実施した。透磁率測定はベクトルネットワークアナライザ（Ｋｅｙｓｉｇｈｔ ＥＮＡ Ｅ５０７１Ｃ）にて１００ｋＨｚ-８．５ ＧＨｚの周波数範囲で測定した。測定される透磁率は複素透磁率として測定され、１００ＭＨｚでの複素透磁率（虚数部）が０．５以上のものを電磁波シールド特性に優れる（〇：優良）とした。
ここで表２に示すように、ＴＰ１は、Ｃｒ濃度が低いので表層がオーステナイトではなくフェライトとマルテンサイトの組織（α’）になったため、電磁波シールド特性が不合格であった。
試験周波数での材料の透磁率が高いほど優れた電磁波シールド特性を示す。高周波帯域での透磁率を評価するため、試験周波数を１００ＭＨｚとし、１００ＭＨｚの透磁率を比較することで各試験材の電磁波シールド性を評価した。準備した各試験材を金型にて外形６．９３～６．９６ｍｍ、内径３．０６～３．１０ｍｍに打ち抜き、測定用テストピース（ＴＰ）を準備した。各ＴＰの１００ＭＨｚの透磁率測定を実施した。透磁率測定はベクトルネットワークアナライザ（Ｋｅｙｓｉｇｈｔ ＥＮＡ Ｅ５０７１Ｃ）にて１００ｋＨｚ-８．５ ＧＨｚの周波数範囲で測定した。測定される透磁率は複素透磁率として測定され、１００ＭＨｚでの複素透磁率（虚数部）が０．５以上のものを電磁波シールド特性に優れる（〇：優良）とした。
ここで表２に示すように、ＴＰ１は、Ｃｒ濃度が低いので表層がオーステナイトではなくフェライトとマルテンサイトの組織（α’）になったため、電磁波シールド特性が不合格であった。
（２）成形性と強度の評価
各試験材の成形性（伸び）と強度（引張強度）を評価した。ＡＳＴＭハーフ試験片（平行部；６．２５ｍｍ幅、３２ｍｍ長）を、室温で２ｍｍ／分で引張試験を実施した。伸びの値（ＥＬ）を延性の代表値として用いた。参考として、アルミニウム箔（アルミ箔）及びＳＵＳ３０４のステンレス鋼箔の特性評価を表２に記載した。
測定されたＥＬが５％以上あれば成形性は満足できるレベルであるので、５％以上７％未満のものを成形性が良好（△；良好）、７％以上のものを成形性が優れる（〇：優良）とした。ＴＰ１６、ＴＰ１７、ＴＰ１９の成形性が良好（△）と評価されたのは、析出物密度が多くなったため伸び値（ＥＬ）がその他のＴＰより小さかったからである。
強度（引張強度）は５００ＭＰａ以上のものを強度が優れる（〇：優良）とした。アルミ箔の強度は高々１００ＭＰａ程度しかないため劣位（×：強度不足）とした。
各試験材の成形性（伸び）と強度（引張強度）を評価した。ＡＳＴＭハーフ試験片（平行部；６．２５ｍｍ幅、３２ｍｍ長）を、室温で２ｍｍ／分で引張試験を実施した。伸びの値（ＥＬ）を延性の代表値として用いた。参考として、アルミニウム箔（アルミ箔）及びＳＵＳ３０４のステンレス鋼箔の特性評価を表２に記載した。
測定されたＥＬが５％以上あれば成形性は満足できるレベルであるので、５％以上７％未満のものを成形性が良好（△；良好）、７％以上のものを成形性が優れる（〇：優良）とした。ＴＰ１６、ＴＰ１７、ＴＰ１９の成形性が良好（△）と評価されたのは、析出物密度が多くなったため伸び値（ＥＬ）がその他のＴＰより小さかったからである。
強度（引張強度）は５００ＭＰａ以上のものを強度が優れる（〇：優良）とした。アルミ箔の強度は高々１００ＭＰａ程度しかないため劣位（×：強度不足）とした。
本発明は、電磁波シールド材として、あらゆる産業分野で利用することができる。特に、電子機器や電子デバイスの筐体などに利用することができる。
Claims (8)
- 板厚が５～２００μｍの板状であって、オーステナイト相が面積率で７５％以上のステンレス鋼からなる第１領域と、フェライト相が面積率で９５％以上のステンレス鋼からなる第２領域とが板厚方向に積層されたことを特徴とする電磁波シールド材。
- 少なくとも一方の面が前記第１領域である、請求項１に記載の電磁波シールド材。
- 両方の面が前記第１領域である、請求項１に記載の電磁波シールド材。
- 前記第１領域中に、炭化物、酸化物及び窒化物のうち少なくとも一つを含む析出物を有し、当該析出物は粒径１．０μｍ以下であり、粒径０．１μｍ以上の析出物が板厚方向断面において面積率で１０％以下である、請求項２または３に記載の電磁波シールド材。
- 板厚が５～５０μｍの、請求項１～４の何れか１つに記載の電磁波シールド材。
- 板厚方向断面において第２領域の面積率の総和が１５％以上である、請求項１～５の何れか１つに記載の電磁波シールド材。
- 前記第２領域の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：２０．００～２６．００％、
Ｎ ：０～０．１０％、
Ｓｉ：０～２．００％、
Ｃ ：０～０．０４０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｍｎ：０～１．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～３．００％、
Ｎｉ：０～５．００％、
Ｃａ：０～５０ｐｐｍ、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～３００ｐｐｍ、
残部：Ｆｅ及び不純物である、請求項１～６の何れか１つに記載の電磁波シールド材。 - 前記第１領域の化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：２０．００～２６．００％、
Ｎ ：０．１５～５．００％、
Ｓｉ：０～２．００％、
Ｃ ：０～０．０４０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｍｎ：０～１．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～３．００％、
Ｎｉ：０～５．００％、
Ｃａ：０～５０ｐｐｍ、
ｓｏｌ．Ａｌ：０～３００ｐｐｍ、
残部：Ｆｅ及び不純物である、請求項７に記載の電磁波シールド材。
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