JP7067998B2 - Stainless steel - Google Patents
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Description
本発明は、拡散接合に好適に用いることができるステンレス鋼材に関する。 The present invention relates to a stainless steel material that can be suitably used for diffusion bonding.
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。 Diffusion bonding is one of the methods for joining stainless steel materials, and stainless steel diffusion bonding products assembled by diffusion bonding are heat exchangers, mechanical parts, fuel cell parts, home appliance parts, plant parts, and decorative components. , Building materials, etc., are applied to various uses. Diffusion bonding methods include the "insert material insertion method" in which the insert material is inserted into the bonding interface and bonded by solid phase diffusion or liquid phase diffusion, and the "direct method" in which the surfaces of both stainless steel materials are brought into direct contact with each other for diffusion bonding. There is.
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。 It is generally said that it is difficult to obtain sufficient joint strength by the direct method as compared with the insert material insertion method. However, since it has the potential to be advantageous in terms of reducing manufacturing costs, various methods have been studied for the direct method.
例えば、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駆動力を利用すること（特許文献１）や、結晶粒成長の駆動力を利用すること（特許文献２）により、特別な高温加熱や高面圧を付与することなく、インサート材挿入法と同等の作業負荷で直接法によって実施できる拡散接合品の製造方法が知られている。また、拡散接合に供するステンレス鋼材の表面酸化物をできるだけ低減して拡散接合性を高める方法（特許文献３、４）が知られている。 For example, by utilizing the driving force when the ferrite phase is transformed into the austenite phase during diffusion bonding (Patent Document 1) and by utilizing the driving force for crystal grain growth (Patent Document 2), special high-temperature heating can be performed. There is known a method for manufacturing a diffusion bonded product that can be carried out by a direct method with a work load equivalent to that of an insert material insertion method without applying a high surface pressure. Further, a method of improving the diffusion bonding property by reducing the surface oxide of the stainless steel material used for diffusion bonding as much as possible is known (Patent Documents 3 and 4).
しかしながら、拡散接合製品に使用されるステンレス鋼材にはより一層の接合性の向上が求められている。また、ステンレス鋼材には、一定の耐腐食性が求められる。 However, stainless steel materials used in diffusion-bonded products are required to have further improved bondability. Further, the stainless steel material is required to have a certain degree of corrosion resistance.
本発明の一態様は、一定の耐腐食性を有し、かつ、接合性が高いステンレス鋼材を実現することを目的とする。 One aspect of the present invention is to realize a stainless steel material having a certain degree of corrosion resistance and high bondability.
上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るステンレス鋼材は、拡散接合に用いられるステンレス鋼材であって、表面粗さＲａが０．５μｍ以下であり、孔食電位が０．３５Ｖ（ｖｓＳＣＥ）以上であり、結晶粒径が３０μｍ以下であり、前記ステンレス鋼材の表面を電解研磨で鏡面研磨して観察面とし、当該観察面を電子線後方散乱回折法によって解析して得られた、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたときに、当該結晶粒界によって規定される結晶粒のアスペクト比が０．５～１．０となる結晶粒の割合が前記結晶粒の集合全体の８０％以上である。 In order to solve the above problems, the stainless steel material according to one aspect of the present invention is a stainless steel material used for diffusion bonding, has a surface roughness Ra of 0.5 μm or less, and has a perforation potential of 0.35 V. (VsSCE) or more, the crystal grain size was 30 μm or less, and the surface of the stainless steel material was mirror-polished by electrolytic polishing to obtain an observation surface, and the observation surface was analyzed by electron backscatter diffraction. When the boundary with a crystal orientation difference of 15 ° or more is regarded as a crystal grain boundary, the ratio of crystal grains having an aspect ratio of the crystal grain defined by the grain boundary is 0.5 to 1.0 is described above. It is 80% or more of the entire aggregate of crystal grains.
一般に、ステンレス鋼材の結晶粒径を小さくするほど、拡散接合性が向上することが知られている。その点上記構成によれば、ステンレス鋼材の結晶粒径が３０μｍ以下であることから、拡散接合が起こりやすくなっている。 In general, it is known that the smaller the crystal grain size of a stainless steel material, the better the diffusion bondability. In that respect, according to the above configuration, since the crystal grain size of the stainless steel material is 30 μm or less, diffusion bonding is likely to occur.
また、拡散接合においては、表面粗さＲａが小さくなるほど、拡散接合性が向上することが知られている。上記の構成によれば、表面粗さＲａが０．５μｍ以下としているため、拡散接合が起こりやすくなっている。 Further, in diffusion bonding, it is known that the smaller the surface roughness Ra, the better the diffusion bonding property. According to the above configuration, since the surface roughness Ra is 0.5 μm or less, diffusion bonding is likely to occur.
さらに、上記アスペクト比が０．５～１．０となる結晶粒の割合が結晶粒の集合全体の８０％以上となっている。これにより、高温加圧時において粒界すべりによるクリープ変形が容易となるため、拡散接合性が高いステンレス鋼材を実現することができる。 Further, the ratio of crystal grains having an aspect ratio of 0.5 to 1.0 is 80% or more of the entire aggregate of crystal grains. As a result, creep deformation due to grain boundary slip becomes easy at the time of high temperature pressurization, so that a stainless steel material having high diffusion bondability can be realized.
また、孔食電位が０．３５Ｖ（ｖｓＳＣＥ）以上となっているため、耐腐食性が高いステンレス鋼材となっている。 Further, since the pitting potential is 0.35 V (vsSCE) or more, it is a stainless steel material having high corrosion resistance.
また、本発明の一態様に係るステンレス鋼材において、前記結晶粒の平均粒径が、３０μｍ以下である。 Further, in the stainless steel material according to one aspect of the present invention, the average particle size of the crystal grains is 30 μm or less.
上記の構成によれば、結晶粒の粒径が小さいため、拡散接合性を向上させることができる。 According to the above configuration, since the grain size of the crystal grains is small, the diffusion bondability can be improved.
また、本発明の一態様に係るステンレス鋼材において、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１～６．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：０．１～２０．０％、Ｃｒ：１５．０～３０．０％、Ｎ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ａｌ：０．１５％以下を含む。 Further, in the stainless steel material according to one aspect of the present invention, in terms of mass%, C: 0.1% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 0.1 to 6.0%, P: 0.05%. Hereinafter, S: 0.030% or less, Ni: 0.1 to 20.0%, Cr: 15.0 to 30.0%, N: 0.3% or less, Ti: 0.15% or less, Al: Contains 0.15% or less.
また、本発明の一態様に係るステンレス鋼材において、さらに、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下、Ｍｏ：０．０１～４．０％、Ｃｕ：０．０１～４．０％、Ｖ：０．０１～０．５０％の１種または２種以上を含む。 Further, in the stainless steel material according to one aspect of the present invention, in terms of mass%, Nb: 1.0% or less, Mo: 0.01 to 4.0%, Cu: 0.01 to 4.0%, V. : Contains 0.01 to 0.50% of one or more.
本発明の一態様によれば、一定の耐腐食性を有し、接合性が高いステンレス鋼材を実現することができる。 According to one aspect of the present invention, it is possible to realize a stainless steel material having a certain degree of corrosion resistance and high bondability.
以下、本発明の一実施形態のステンレス鋼材について、詳細に説明する。本実施形態におけるステンレス鋼材は、拡散接合に好適に用いられるステンレス鋼材である。 Hereinafter, the stainless steel material according to the embodiment of the present invention will be described in detail. The stainless steel material in the present embodiment is a stainless steel material preferably used for diffusion bonding.
（成分組成）
本実施形態におけるステンレス鋼材は、拡散接合が進行する温度域（具体的には、９００～１２００℃、以降では拡散接合温度とも呼称する）において、フェライト相またはオーステナイト相となるように、成分組成が決められる。本実施形態におけるステンレス鋼材は、具体的には、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１～６．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：０．１～２０．０％、Ｃｒ：１５．０～３０．０％、Ｎ：０．３％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ａｌ：０．１５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。なお、本実施形態に係るステンレス鋼材が、Ｆｅおよび不可避不純物の他、上述の含有量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、ＴｉおよびＡｌのみを実質的に含んでいる場合であっても、拡散接合が進行する上記の温度域でフェライト相またはオーステナイト相であれば、一定の耐腐食性を有し、かつ、接合性が高いステンレス鋼材に製造するという課題を解決できる。
(Ingredient composition)
The stainless steel material in the present embodiment has a component composition such that it has a ferrite phase or an austenite phase in a temperature range in which diffusion bonding proceeds (specifically, 900 to 1200 ° C., hereinafter also referred to as diffusion bonding temperature). It can be decided. Specifically, the stainless steel material in the present embodiment has C: 0.1% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 0.1 to 6.0%, P: 0.05% in mass%. Hereinafter, S: 0.030% or less, Ni: 0.1 to 20.0%, Cr: 15.0 to 30.0%, N: 0.3% or less, Ti: 0.15% or less, Al: It contains less than 0.15% and the balance consists of Fe and unavoidable impurities. In addition to Fe and unavoidable impurities, the stainless steel material according to the present embodiment substantially contains only the above-mentioned contents of C, Si, Mn, P, S, Ni, Cr, N, Ti and Al. Even in this case, if it is a ferrite phase or an austenite phase in the above temperature range where diffusion bonding proceeds, it is possible to solve the problem of producing a stainless steel material having a certain degree of corrosion resistance and high bonding properties. ..
さらに、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下、Ｍｏ：０．０１～４．０％、Ｃｕ：０．０１～４．０％、Ｖ：０．０１～０．５０％の１種または２種以上を含むことができる。 Further, in mass%, Nb: 1.0% or less, Mo: 0.01 to 4.0%, Cu: 0.01 to 4.0%, V: 0.01 to 0.50% or one type. Two or more types can be included.
以下、ステンレス鋼材に含まれる成分について説明する。 Hereinafter, the components contained in the stainless steel material will be described.
Ｃ（炭素）は、固溶強化によりステンレス鋼の強度、硬さを向上させる、他方、Ｃ含有量が多くなると、ステンレス鋼の加工性、靱性が低下してしまう。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．１質量％以下のＣ含有量とすることが好ましい。なお、本実施形態におけるステンレス鋼は、０．０６質量％以下とすることがより好ましく、０．０３質量％以下とすることがより一層好ましい。 C (carbon) improves the strength and hardness of stainless steel by solid solution strengthening, while when the C content is high, the workability and toughness of stainless steel are lowered. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has a C content of 0.1% by mass or less. The stainless steel in the present embodiment is more preferably 0.06% by mass or less, and even more preferably 0.03% by mass or less.
Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸元素として有用な元素であり、ステンレス鋼が有する耐酸化性を向上させる元素である。その一方で、Ｓｉは、ステンレス鋼を硬化させる性質を有する。加工の容易性という観点から、本実施形態におけるステンレス鋼材は、１．０質量％以下のＳｉ含有量とすることが好ましい。 Si (silicon) is a useful element as a deoxidizing element and is an element that improves the oxidation resistance of stainless steel. On the other hand, Si has the property of hardening stainless steel. From the viewpoint of ease of processing, the stainless steel material in the present embodiment preferably has a Si content of 1.0% by mass or less.
Ｍｎ（マンガン）は、高温酸化特性を向上させる元素である。他方、Ｍｎ含有量が多くなると、加工硬化して冷間加工性を低下させる。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．１～６．０質量％のＭｎ含有量とすることが好ましい。 Mn (manganese) is an element that improves high-temperature oxidation characteristics. On the other hand, when the Mn content is high, work hardening is performed and cold workability is deteriorated. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has a Mn content of 0.1 to 6.0% by mass.
Ｐ（リン）は、不可避的不純物であり、粒界腐食性を高めるとともに、靱性の低下を招く。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．０５質量％以下のＰ含有量とすることが好ましい。 P (phosphorus) is an unavoidable impurity that enhances intergranular corrosion and causes a decrease in toughness. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has a P content of 0.05% by mass or less.
Ｓ（硫黄）は、不可避的不純物であり、熱間加工性を低下させる。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．０３０質量％以下、好ましくは０．０１０質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下のＳ含有量である。 S (sulfur) is an unavoidable impurity that reduces hot workability. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment has an S content of 0.030% by mass or less, preferably 0.010% by mass or less, and more preferably 0.005% by mass or less.
Ｎｉ（ニッケル）は、オーステナイト相を生成する元素であり、また、還元性酸環境中での耐食性を向上させる。本実施形態におけるステンレス鋼材では、０．１～２０．０質量％のＮｉ含有量とすることが好ましい。なお、フェライト単相とする場合は０．１～２．０質量％のＮｉ含有量とすることが好ましく、オーステナイト単相とする場合は６．０～２０．０質量％のＮｉ含有量とすることが好ましい。 Ni (nickel) is an element that produces an austenite phase and also improves corrosion resistance in a reducing acid environment. The stainless steel material in the present embodiment preferably has a Ni content of 0.1 to 20.0% by mass. In the case of a ferrite single phase, the Ni content is preferably 0.1 to 2.0% by mass, and in the case of an austenite single phase, the Ni content is 6.0 to 20.0% by mass. Is preferable.
Ｃｒ（クロム）は、不動態被膜を形成することにより耐食性を確保する上で重要なステンレス鋼の成分である。その一方で、Ｃｒは、多量に添加すると鋼を硬質化させるので延性が低下する原因となる元素である。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、１５．０質量％～３０．０質量％のＣｒを含む。 Cr (chromium) is a component of stainless steel that is important for ensuring corrosion resistance by forming a passivation film. On the other hand, Cr is an element that causes the ductility to decrease because it hardens the steel when added in a large amount. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment contains 15.0% by mass to 30.0% by mass of Cr.
Ｎ（窒素）は、不可避的不純物であり、冷間加工性を低下させる。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．３０質量％以下のＮ含有量とすることが好ましい。なお、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．２０質量％以下とすることがより好ましく、０．１０質量％以下とすることがより一層好ましい。 N (nitrogen) is an unavoidable impurity that reduces cold workability. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has an N content of 0.30% by mass or less. The stainless steel material in the present embodiment is more preferably 0.20% by mass or less, and even more preferably 0.10% by mass or less.
Ｔｉ（チタン）は、ＣおよびＮを固定する作用を有するため、耐食性や加工性を改善する上で有効な元素である。他方、Ｔｉは、易酸化性元素であるため、鋼材表面の酸化被膜中に含まれるＴｉ酸化物は、真空拡散接合の熱処理において還元されにくい。したがって、Ｔｉ酸化物が多いと、拡散接合時において表面酸化物被膜が消失しにくくなる。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．１５質量％以下のＴｉ含有量とすることが好ましい。 Ti (titanium) is an element effective for improving corrosion resistance and processability because it has an action of fixing C and N. On the other hand, since Ti is an easily oxidizable element, the Ti oxide contained in the oxide film on the surface of the steel material is not easily reduced in the heat treatment of vacuum diffusion bonding. Therefore, if the amount of Ti oxide is large, the surface oxide film is less likely to disappear at the time of diffusion bonding. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has a Ti content of 0.15% by mass or less.
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸素剤としての作用を有する元素である。他方、Ａｌは、易酸化性元素であるため、鋼材表面の酸化被膜中に含まれるＡｌ酸化物は、真空拡散接合の熱処理において還元されにくい。したがって、Ａｌ酸化物が多いと、拡散接合時において表面酸化物被膜が消失しにくくなる。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．１５質量％以下のＡｌ含有量とすることが好ましい。 Al (aluminum) is an element having an action as an oxygen scavenger. On the other hand, since Al is an easily oxidizable element, the Al oxide contained in the oxide film on the surface of the steel material is not easily reduced in the heat treatment of the vacuum diffusion bonding. Therefore, if the amount of Al oxide is large, the surface oxide film is less likely to disappear at the time of diffusion bonding. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has an Al content of 0.15% by mass or less.
Ｎｂ（ニオブ）は、炭化物または炭窒化物を形成し、鋼の結晶粒を微細化して靱性を向上させる効果を有する。他方、過多であると加工性の低下を招く。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、１．０質量％以下のＮｂ含有量とすることが好ましい。 Nb (niobium) has the effect of forming carbides or carbonitrides and refining the crystal grains of steel to improve toughness. On the other hand, if it is excessive, the workability is deteriorated. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has an Nb content of 1.0% by mass or less.
Ｍｏ（モリブデン）は、強度を低下させることなく耐食性を向上させる作用を有する。他方、過多であると、加工性の低下を招く。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．０１～４．０質量％以下のＭｏ含有量とすることが好ましい。 Mo (molybdenum) has the effect of improving corrosion resistance without reducing the strength. On the other hand, if it is excessive, the workability is deteriorated. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has a Mo content of 0.01 to 4.0% by mass or less.
Ｃｕ（銅）は、耐食性を向上させるのに効果的であり、また、フェライト相を生成する作用を有する。他方、過多であると、加工性の低下を招く。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．０１～４．０質量％以下のＣｕ含有量とすることが好ましい。 Cu (copper) is effective in improving corrosion resistance and also has an action of forming a ferrite phase. On the other hand, if it is excessive, the workability is deteriorated. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has a Cu content of 0.01 to 4.0% by mass or less.
Ｖ（バナジウム）は、固溶炭素を炭化物として固定することにより、加工性や靱性の向上に寄与する元素である。他方、過多であると、製造性の低下を招く。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材は、０．０１～０．５０質量％以下のＶ含有量とすることが好ましい。 V (vanadium) is an element that contributes to the improvement of processability and toughness by fixing solid solution carbon as a carbide. On the other hand, if it is excessive, the manufacturability is deteriorated. Therefore, the stainless steel material in the present embodiment preferably has a V content of 0.01 to 0.50% by mass or less.
上記以外の元素については、用途に応じて種々の元素を適宜含ませてもよい。 For elements other than the above, various elements may be appropriately contained depending on the intended use.
上記化学組成を有する単相系ステンレス鋼として、下記（ａ）式で示されるγｍａｘを適用することができる。
γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－４７Ｎｂ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９・・・（ａ）式
γｍａｘは、固溶化熱処理した状態でのオーステナイト相の量（体積％）を表す指標である。γｍａｘが１００以上の場合は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、γｍａｘが０以下の場合はフェライト単相となる鋼種であるとみなすことができる。
As the single-phase stainless steel having the above chemical composition, γmax represented by the following formula (a) can be applied.
γmax = 420C-11.5Si + 7Mn + 23Ni-11.5Cr-12Mo + 9Cu-49Ti-47Nb-52Al + 470N + 189 ... (a) Formula γmax is an index showing the amount (volume%) of the austenite phase in the state of solidification heat treatment. When γmax is 100 or more, it can be regarded as a steel grade having an austenite single phase, and when γmax is 0 or less, it can be regarded as a steel grade having a ferrite single phase.
また、本実施形態のステンレス鋼材は、Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎが２０以上、好ましくは２２以上、より好ましくは２４以上である。当該条件を満たすことにより、本実施形態のステンレス鋼材は、良好な耐食性を有する。 Further, the stainless steel material of the present embodiment has Cr + 3.3Mo + 16N of 20 or more, preferably 22 or more, and more preferably 24 or more. By satisfying the above conditions, the stainless steel material of the present embodiment has good corrosion resistance.
（結晶粒の平均結晶粒径）
拡散接合性を向上させるためには、結晶粒の粒径を小さくすることが好ましい。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材では、結晶粒の平均粒径が３０μｍ以下であることが好ましい。なお、本明細書における結晶粒径は、ステンレス鋼材の拡散接合前の平均結晶粒径であり、冷間圧延方向に平行な板厚断面の金属組織を連続した１ｍｍ２以上で観察し、求積法を用いて単位面積内に含まれる結晶粒の個数を算出し、結晶粒１つ当たりの平均面積を１／２乗した値を用いる。
(Average grain size of crystal grains)
In order to improve the diffusion bondability, it is preferable to reduce the grain size of the crystal grains. Therefore, in the stainless steel material of the present embodiment, it is preferable that the average particle size of the crystal grains is 30 μm or less. The crystal grain size in the present specification is the average crystal grain size before diffusion bonding of the stainless steel material, and the metal structure having a plate thickness cross section parallel to the cold rolling direction is observed at a continuous thickness of 1 mm 2 or more, and the product is obtained. The number of crystal grains contained in the unit area is calculated using the method, and the value obtained by multiplying the average area per crystal grain by 1/2 is used.
（表面粗さ）
拡散接合性を向上させるためには、接合面の粗さ（表面粗さ）を小さくすることが好ましい。そのため、本実施形態におけるステンレス鋼材では、表面粗さＲａを０．５μｍ以下とする。なお、本明細書における表面粗さＲａは、圧延方向に対して直角方向の表面粗さを用いる。
(Surface roughness)
In order to improve the diffusion bondability, it is preferable to reduce the roughness (surface roughness) of the joint surface. Therefore, in the stainless steel material in the present embodiment, the surface roughness Ra is set to 0.5 μm or less. As the surface roughness Ra in the present specification, the surface roughness in the direction perpendicular to the rolling direction is used.
（結晶粒のアスペクト比）
本実施形態のステンレス鋼材は、ステンレス鋼材の表面を電解研磨で鏡面研磨して観察面とし、当該観察面を電子線後方散乱回折法によって解析して得られた、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたときに、当該結晶粒界によって規定される結晶粒のアスペクト比が０．５～１．０となる結晶粒の割合が結晶粒の集合全体の８０％以上である。本明細書における「結晶粒のアスペクト比」とは、結晶粒における長軸に対する短軸の比のことを意味する。
(Aspect ratio of crystal grains)
In the stainless steel material of the present embodiment, the surface of the stainless steel material is mirror-polished by electrolytic polishing to obtain an observation surface, and the observation surface is analyzed by an electron backscatter diffraction method. The crystal orientation difference is 15 ° or more. When the boundary is regarded as a grain boundary, the ratio of crystal grains having an aspect ratio of crystal grains defined by the grain boundary of 0.5 to 1.0 is 80% or more of the entire aggregate of crystal grains. be. As used herein, the "aspect ratio of crystal grains" means the ratio of the minor axis to the major axis in the crystal grains.
本実施形態のステンレス鋼材は、上記アスペクト比が０．５～１．０となる結晶粒の割合が結晶粒の集合全体の８０％以上となっていることにより、高温加圧時において粒界すべりによるクリープ変形が容易となる。そのため、本実施形態のステンレス鋼材は、従来のステンレス鋼材に比べて拡散接合性が高いステンレス鋼材となっている。 In the stainless steel material of the present embodiment, the ratio of crystal grains having an aspect ratio of 0.5 to 1.0 is 80% or more of the entire aggregate of crystal grains, so that the grain boundary slips at the time of high temperature pressurization. Creep deformation due to is easy. Therefore, the stainless steel material of the present embodiment is a stainless steel material having higher diffusion bonding property than the conventional stainless steel material.
（製造方法）
本実施形態におけるステンレス鋼材の製造方法は、鋳造工程、熱間圧延工程、焼鈍工程、酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍・酸洗工程、および仕上工程を含む。
(Production method)
The method for producing a stainless steel material in the present embodiment includes a casting step, a hot rolling step, a baking step, a pickling step, a cold rolling step, a baking / pickling step, and a finishing step.
＜鋳造工程＞
鋳造工程は、溶鋼を鋳型に流し込み、冷却することで、鋼のスラブを製造（作製）する工程である。冷却後、前記スラブは所望の長さに切り分けられて、後の工程に用いられる。前記溶鋼は、本鋳造工程前に、電気炉において目標成分に合わせて配合された鉄、クロムなどの合金鉄やスクラップを溶解し、転炉や真空脱ガスで不純物を取り除かれたものが用いられる。
<Casting process>
The casting process is a process of manufacturing (manufacturing) steel slabs by pouring molten steel into a mold and cooling it. After cooling, the slab is cut to the desired length and used in a later step. As the molten steel, ferroalloys such as iron and chromium, which are blended according to the target components in an electric furnace, and scrap are melted before the main casting process, and impurities are removed by a converter or vacuum degassing. ..
＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程は、鋳造工程において製造されたスラブを高温で圧延する（熱間圧延する）ことにより、所定の厚みのステンレス鋼帯を製造する工程である。
<Hot rolling process>
The hot rolling step is a step of manufacturing a stainless steel strip having a predetermined thickness by rolling (hot rolling) the slab manufactured in the casting step at a high temperature.
＜焼鈍工程＞
焼鈍工程は、熱間圧延工程で得られた鋼帯を加熱することによって、鋼帯の軟質化を図る工程である。本実施形態のステンレス鋼材を製造するため、焼鈍温度を９５０～１１００℃にする。焼鈍温度が低すぎると、熱間圧延工程で圧延方向に伸長した結晶粒が再結晶せず、冷延焼鈍後も残存してしまう。この残存した結晶粒が拡散接合性を低下させる要因となるため、上述した温度範囲で再結晶させる必要がある。焼鈍工程において用いられる焼鈍炉は、連続焼鈍炉、バッチ炉等公知ものが用いられる。
<Annealing process>
The annealing step is a step of softening the steel strip by heating the steel strip obtained in the hot rolling step. In order to produce the stainless steel material of the present embodiment, the annealing temperature is set to 950 to 1100 ° C. If the annealing temperature is too low, the crystal grains elongated in the rolling direction in the hot rolling process will not recrystallize and will remain even after cold rolling annealing. Since the remaining crystal grains cause a factor of lowering the diffusion bondability, it is necessary to recrystallize in the above-mentioned temperature range. As the annealing furnace used in the annealing step, known ones such as continuous annealing furnaces and batch furnaces are used.
＜酸洗工程＞
酸洗工程は、焼鈍工程において鋼帯の表面へ付着したスケールを、塩酸または硝酸とフッ化水素酸との混合液等の酸洗液を用いて洗い落とす工程である。スケールを除去する装置としては、公知の装置・手法が用いられる。
<Pickling process>
The pickling step is a step of washing off the scale adhering to the surface of the steel strip in the baking step using a pickling solution such as hydrochloric acid or a mixed solution of nitric acid and hydrofluoric acid. As a device for removing scale, a known device / method is used.
＜冷間圧延工程＞
冷間圧延工程は、酸洗工程においてスケールを除去された鋼帯を、さらに薄く圧延する工程である。本実施形態のステンレス鋼材を製造するため、冷間圧延におけるトータルの圧下率（（熱延圧延工程後の鋼帯の厚み－冷間圧延工程後の鋼帯の厚み）／熱延圧延工程後の鋼帯の厚み×１００）が６０％以上とする。これにより、熱間圧延工程において生成した、圧延方向に伸長した結晶粒をひずみにより分断し、結晶粒を整粒化することができる。
<Cold rolling process>
The cold rolling step is a step of rolling a steel strip from which scale has been removed in the pickling step to be thinner. In order to manufacture the stainless steel material of the present embodiment, the total reduction rate in cold rolling ((thickness of steel strip after hot rolling process-thickness of steel strip after cold rolling process) / after hot rolling process The thickness of the steel strip x 100) is 60% or more. As a result, the crystal grains generated in the hot rolling step and elongated in the rolling direction can be divided by strain to sizing the crystal grains.
なお、冷間圧延工程は、トータルの圧下率が６０％とすればよく、冷間圧延、焼鈍を繰り返してもよい。その際、１回の冷間圧延における圧延率を４０％以上とすればよく、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上とすればよい。上記のように冷間圧延工程を行うことにより、圧延時に伸長した結晶粒をひずみで分断し、焼鈍することにより再結晶化させることで、結晶粒を整粒化する（結晶粒のアスペクト比を０．５～１．０の範囲にする）ことができる。 In the cold rolling step, the total rolling reduction may be 60%, and cold rolling and annealing may be repeated. At that time, the rolling ratio in one cold rolling may be 40% or more, preferably 45% or more, and more preferably 50% or more. By performing the cold rolling process as described above, the crystal grains elongated during rolling are divided by strain and recrystallized by annealing to sizing the crystal grains (the aspect ratio of the crystal grains is adjusted). It can be in the range of 0.5 to 1.0).
＜焼鈍・酸洗工程＞
焼鈍・酸洗工程は、冷間圧延工程において薄く圧延された鋼帯を加熱することによって、ひずみを除去し鋼帯の軟質化を図るとともに、鋼帯の表面へ付着したスケールを硝酸とフッ化水素酸との混合液等の酸洗液を用いて洗い落とす工程である。本工程における焼鈍工程についても、焼鈍温度を９５０～１１００℃にする。
<Annealing / pickling process>
In the baking / pickling process, the steel strip thinly rolled in the cold rolling process is heated to remove strain and soften the steel strip, and the scale adhering to the surface of the steel strip is acidified and fluorinated. This is a step of washing off using a pickling solution such as a mixed solution with hydrogen acid. Also in the annealing step in this step, the annealing temperature is set to 950 to 1100 ° C.
焼鈍工程において用いられる焼鈍炉は、公知の連続焼鈍炉が用いられる。また、スケールを除去する装置としては、公知の装置・手法が用いられる。また、焼鈍工程において用いられる焼鈍炉は、公知の光輝焼鈍炉が用いられてもよい。その場合は、酸洗工程は省略してもよい。また、前記工程までに鋼帯が所望の板厚まで圧延されていない場合は、冷間圧延工程および焼鈍・酸洗工程をもう一度繰り返して行ってもよい。また、冷間圧延工程および焼鈍・酸洗工程は数回繰り返してもよい。 As the annealing furnace used in the annealing step, a known continuous annealing furnace is used. Further, as a device for removing scale, a known device / method is used. Further, as the annealing furnace used in the annealing step, a known bright annealing furnace may be used. In that case, the pickling step may be omitted. If the steel strip has not been rolled to a desired plate thickness by the step, the cold rolling step and the annealing / pickling step may be repeated once again. Further, the cold rolling step and the annealing / pickling step may be repeated several times.
＜仕上工程＞
仕上工程は、冷間圧延工程において圧延された鋼帯を、仕上げる工程である。具体的には、仕上げ工程では、例えば、調質圧延を行ったり、所望の重量、長さおよび板幅に鋼帯を切除したりする。また、仕上げ工程において研磨することにより、ステンレス鋼材の表面粗さＲａを１．０μｍ以下に調整することができる。
<Finishing process>
The finishing step is a step of finishing the steel strip rolled in the cold rolling step. Specifically, in the finishing step, for example, temper rolling is performed, or a steel strip is cut to a desired weight, length and plate width. Further, the surface roughness Ra of the stainless steel material can be adjusted to 1.0 μm or less by polishing in the finishing step.
以上のように、本実施形態におけるステンレス鋼材は、（１）結晶粒径が３０μｍ以下のフェライト相またはオーステナイト相であり、（２）表面粗さＲａが０．５μｍ以下であり、かつ、（３）ステンレス鋼材の表面を電解研磨で鏡面研磨して観察面とし、当該観察面を電子線後方散乱回折法によって解析して得られた、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたときに、当該結晶粒界によって規定される結晶粒のアスペクト比が０．５～１．０となる結晶粒の割合が結晶粒の集合全体の８０％以上となっている。 As described above, the stainless steel material in the present embodiment is (1) a ferrite phase or an austenite phase having a crystal grain size of 30 μm or less, (2) a surface roughness Ra of 0.5 μm or less, and (3). ) The surface of the stainless steel material is mirror-polished by electrolytic polishing to make it an observation surface, and the boundary obtained by analyzing the observation surface by electron backscatter diffraction is regarded as a grain boundary with a crystal orientation difference of 15 ° or more. At that time, the ratio of crystal grains having an aspect ratio of crystal grains defined by the grain boundaries of 0.5 to 1.0 is 80% or more of the entire aggregate of crystal grains.
本実施形態におけるステンレス鋼材は、上記（１）を満たすことにより、高温加圧時のクリープ変形を容易とし、拡散接合性が高い。 By satisfying the above (1), the stainless steel material in the present embodiment facilitates creep deformation at the time of high temperature pressurization and has high diffusion bondability.
ここで、拡散接合においては、表面粗さＲａが小さくなるほど、拡散接合性が向上することが知られている。本実施形態におけるステンレス鋼材は、上記（２）を満たすことにより、拡散接合性が高い。 Here, in diffusion bonding, it is known that the smaller the surface roughness Ra, the better the diffusion bonding property. The stainless steel material in the present embodiment has high diffusion bondability by satisfying the above (2).
さらに、本実施形態におけるステンレス鋼材は上記（３）を満たすことにより、高温加圧時において粒界すべりによるクリープ変形が容易となる。そのため、本実施形態のステンレス鋼材は、従来のステンレス鋼材に比べて拡散接合性が高いステンレス鋼材となっている。 Further, by satisfying the above (3), the stainless steel material in the present embodiment facilitates creep deformation due to grain boundary slip at the time of high temperature pressurization. Therefore, the stainless steel material of the present embodiment is a stainless steel material having higher diffusion bonding property than the conventional stainless steel material.
さらに、本実施形態のステンレス鋼材は、孔食電位が０．３５Ｖ（ｖｓＳＣＥ）以上であり、高い耐腐食性を有している。 Further, the stainless steel material of the present embodiment has a pitting corrosion potential of 0.35 V (vsSCE) or more and has high corrosion resistance.
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。 The present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications can be made within the scope of the claims, and the embodiments obtained by appropriately combining the technical means disclosed in the different embodiments. Is also included in the technical scope of the present invention.
本発明の実施例について以下に説明する。本実施例では、本発明のステンレス鋼材の実施例としての実施例１、２のステンレス鋼材、および本発明のステンレス鋼材の比較例としての比較例１～５のステンレス鋼材を使用した。図１は、実施例１、２のステンレス鋼材、および比較例１～５のステンレス鋼材の成分組成を示す図である。 Examples of the present invention will be described below. In this example, the stainless steel materials of Examples 1 and 2 as examples of the stainless steel material of the present invention and the stainless steel materials of Comparative Examples 1 to 5 as comparative examples of the stainless steel material of the present invention were used. FIG. 1 is a diagram showing the component compositions of the stainless steel materials of Examples 1 and 2 and the stainless steel materials of Comparative Examples 1 to 5.
なお、図１の各成分組成比は、各成分の質量％の組成比を示している。実施例１および比較例１～４は、拡散接合温度でフェライト相単相であるステンレス鋼材ある。実施例２および比較例５のステンレス鋼材は、拡散接合温度でオーステナイト相単相であるステンレス鋼材である。 The composition ratio of each component in FIG. 1 indicates the composition ratio of each component by mass%. Examples 1 and Comparative Examples 1 to 4 are stainless steel materials having a ferrite phase and a single phase at the diffusion bonding temperature. The stainless steel materials of Examples 2 and 5 are stainless steel materials having an austenite phase and a single phase at the diffusion bonding temperature.
図２は、実施例１、２のステンレス鋼材、および比較例１～５のステンレス鋼材における、（１）孔食電位が０．３５Ｖ（ｖｓＳＣＥ）以上であるか否か、（２）表面粗さＲａ、（３）結晶粒の平均粒径、（４）アスペクト比が０．５～１．０となる結晶粒の、結晶粒の集合全体に対する割合、および（５）接合率が９０％以上であるか否かを示す図である。 FIG. 2 shows (1) whether or not the pitting potential of the stainless steel materials of Examples 1 and 2 and the stainless steel materials of Comparative Examples 1 to 5 is 0.35 V (vsSCE) or more, and (2) surface roughness. Ra, (3) average grain size of crystal grains, (4) ratio of crystal grains having an aspect ratio of 0.5 to 1.0 to the entire aggregate of crystal grains, and (5) bonding ratio of 90% or more. It is a figure which shows whether or not there is.
なお、図２に示す表面粗さＲａは、表面粗さ測定装置（東京精密社製ＳＵＲＦＣＯＭ２９００ＤＸ）によって測定した。 The surface roughness Ra shown in FIG. 2 was measured by a surface roughness measuring device (SURFCOM2900DX manufactured by Tokyo Seimitsu Co., Ltd.).
また、図２に示す結晶粒の平均粒径は、室温における拡散接合前の平均結晶粒径であり、冷間圧延方向に平行な板厚断面の金属組織を連続した１ｍｍ２以上で観察し、求積法を用いて単位面積内に含まれる結晶粒の個数を算出し、結晶粒１つ当たりの平均面積を１／２乗した値を用いた。 Further, the average grain size of the crystal grains shown in FIG. 2 is the average crystal grain size before diffusion bonding at room temperature, and a metal structure having a plate thickness cross section parallel to the cold rolling direction was observed at a continuous thickness of 1 mm 2 or more. The number of crystal grains contained in the unit area was calculated using the product-seeking method, and the value obtained by multiplying the average area per crystal grain by 1/2 was used.
また、図２に示すアスペクト比は、以下のようにして算出した。まず、ステンレス鋼材の圧延面を電解研磨で約３０μｍ鏡面研磨し、観察面を形成した。次に、形成した観察面に対して、電子線後方散乱回折装置（日本電子株式会社製ＪＳＭ－７０００Ｆ）を用いた電子線後方散乱回折法によって、５０μｍ角のマッピング画像において、結晶方位差が１５°以上の境界を特定した。次に、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なし、当該結晶粒界によって規定される領域を結晶粒とした。次に、特定したすべての結晶粒のアスペクト比（結晶粒における長軸に対する短軸の比）を算出した。なお、観察視野数は、無作為に選択した重複しない１０視野以上とした。 The aspect ratio shown in FIG. 2 was calculated as follows. First, the rolled surface of the stainless steel material was mirror-polished by about 30 μm by electrolytic polishing to form an observation surface. Next, the crystal orientation difference was 15 in a 50 μm square mapping image by the electron backscatter diffraction method using an electron backscatter diffraction device (JSM-7000F manufactured by JEOL Ltd.) with respect to the formed observation surface. Identified boundaries above °. Next, a boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more was regarded as a crystal grain boundary, and a region defined by the grain boundary was defined as a crystal grain. Next, the aspect ratios of all the identified crystal grains (ratio of the minor axis to the major axis in the crystal grains) were calculated. The number of observation fields was 10 or more, which were randomly selected and did not overlap.
また、「接合率」は、以下のようにして算出した。まず、各鋼板から２０ｍｍ×２０ｍｍの平板試験片を取り出し、以下の方法で拡散接合を行った。同一鋼材２枚の試験片を互いに表面同士が接触するように積層した状態とし、錘を有する冶具を用いて、これら２枚の試験片の接触表面に付与される面圧を０．３ＭＰａとなるように調整した。以下、積層した平板試験片を「鋼材」という。当該鋼材が積層された状態のものを「積層体」という。 The "joining ratio" was calculated as follows. First, a 20 mm × 20 mm flat plate test piece was taken out from each steel plate and diffusion-bonded by the following method. Two test pieces of the same steel material are laminated so that their surfaces are in contact with each other, and the surface pressure applied to the contact surface of these two test pieces is 0.3 MPa using a jig having a weight. Adjusted as follows. Hereinafter, the laminated flat plate test pieces are referred to as "steel materials". The state in which the steel materials are laminated is called a "laminated body".
その後、冶具と積層体を真空炉に挿入し、真空引きを行って圧力１．０×１０－３～１．０×１０－４Ｐａの初期真空度とした後、１１００℃まで約１ｈで昇温し、接触面圧が０．３ＭＰａ、１１００℃で２ｈ保持した後、冷却室に移して冷却した。冷却は９００℃まで上記真空度を維持し、その後Ａｒガスを導入して９０ｋＰａのＡｒガス雰囲気中で約１００℃以下まで冷却した。 After that, the jig and the laminate are inserted into a vacuum furnace and evacuated to an initial vacuum degree of pressure 1.0 × 10-3 to 1.0 × 10-4 Pa, and then the temperature rises to 1100 ° C. in about 1 h. Then, the contact surface pressure was maintained at 0.3 MPa and 1100 ° C. for 2 hours, and then the mixture was transferred to a cooling chamber and cooled. The above vacuum degree was maintained up to 900 ° C., and then Ar gas was introduced to cool the mixture to about 100 ° C. or lower in an Ar gas atmosphere of 90 kPa.
上記熱処理を終えた積層体について、超音波厚さ計（オリンパス社製；Ｍｏｄｅｌ３５ＤＬ）を用いて、２０ｍｍ×２０ｍｍの積層体表面上に３ｍｍピッチで設けた４９箇所の測定点において厚さ測定を行った。プローブ径は１．５ｍｍとした。ある測定点での板厚測定値が２枚の鋼材の合計板厚を示す場合には、その測定点に対応する両鋼材の界面位置では原子の拡散によって両鋼材が一体化しているとみなすことができる。一方、板厚測定値が両鋼材の合計板厚に満たない場合には、その測定点に対応する両鋼材の界面位置に未接合部（欠陥）が存在する。 The thickness of the laminate after the heat treatment was measured at 49 measurement points provided at a pitch of 3 mm on the surface of the laminate of 20 mm × 20 mm using an ultrasonic thickness gauge (manufactured by Olympus; Model35DL). rice field. The probe diameter was 1.5 mm. When the plate thickness measurement value at a certain measurement point indicates the total plate thickness of two steel materials, it is considered that both steel materials are integrated by the diffusion of atoms at the interface position of both steel materials corresponding to the measurement point. Can be done. On the other hand, when the measured plate thickness is less than the total plate thickness of both steel materials, an unjoined portion (defect) exists at the interface position of both steel materials corresponding to the measurement point.
加熱処理後の積層体の断面組織と、この測定手法により得られた測定結果との対応関係を調べたところ、測定結果が両鋼材の合計板厚となった測定点の数を測定総数４９で除した値（これを、以下「接合率」という。）によって、接触面積に占める接合部分の面積率が精度良く評価できることを確認した。本実施例では、測定結果が両鋼材の合計板厚となった測定点の数を測定総数４９で除した値を「接合率」とし、接合率が９０％以上であるか否かによって拡散接合性を評価した。 When the correspondence between the cross-sectional structure of the laminated body after heat treatment and the measurement results obtained by this measurement method was investigated, the total number of measurement points was 49, and the measurement results were the total plate thickness of both steel materials. It was confirmed that the area ratio of the joint portion to the contact area can be evaluated accurately by the divided value (hereinafter referred to as "joining ratio"). In this embodiment, the value obtained by dividing the number of measurement points whose measurement result is the total plate thickness of both steel materials by the total number of measurements 49 is defined as the "joining ratio", and diffusion bonding is performed depending on whether the bonding ratio is 90% or more. Gender was evaluated.
図２に示すように、比較例２～５のステンレス鋼材は、（１）表面粗さＲａが０．５より大きい（比較例５）、または、（２）結晶粒径が３０μｍより大きい（比較例３、４）、または、（３）アスペクト比が０．５～１．０となる結晶粒の割合が結晶粒の集合全体の８０％未満（比較例２）となっており、拡散接合性が低かった。 As shown in FIG. 2, the stainless steel materials of Comparative Examples 2 to 5 have (1) a surface roughness Ra larger than 0.5 (Comparative Example 5) or (2) a crystal grain size larger than 30 μm (comparative). Examples 3, 4) or (3) The ratio of crystal grains having an aspect ratio of 0.5 to 1.0 is less than 80% of the entire aggregate of crystal grains (Comparative Example 2), and the diffusion bondability Was low.
また、比較例１、比較例４および比較例５のステンレス鋼材は、孔食電位が０．３５Ｖ（ｖｓＳＣＥ）未満であり、耐食性が低かった。 Further, the stainless steel materials of Comparative Example 1, Comparative Example 4 and Comparative Example 5 had a pitting potential of less than 0.35 V (vsSCE) and had low corrosion resistance.
実施例１、実施例２および比較例１のステンレス鋼材は、表面粗さＲａが０．５以下であり、かつ、結晶粒径が３０μｍ以下、かつ、アスペクト比が０．５～１．０となる結晶粒の割合が結晶粒の集合全体の８０％以上となっており、拡散接合性が高かった。しかし、比較例１のステンレス鋼材では、孔食電位が０．３５Ｖ（ｖｓＳＣＥ）未満であり、耐腐食性が低かった。一方、実施例１および実施例２のステンレス鋼材では、孔食電位が０．３５Ｖ（ｖｓＳＣＥ）以上であった。すなわち、実施例１および実施例２のステンレス鋼材は、一定の耐腐食性を有し、かつ、接合性が高かった。 The stainless steel materials of Examples 1, 2 and Comparative Example 1 have a surface roughness Ra of 0.5 or less, a crystal grain size of 30 μm or less, and an aspect ratio of 0.5 to 1.0. The ratio of the crystal grains was 80% or more of the total set of crystal grains, and the diffusion bondability was high. However, in the stainless steel material of Comparative Example 1, the pitting potential was less than 0.35 V (vsSCE), and the corrosion resistance was low. On the other hand, in the stainless steel materials of Examples 1 and 2, the pitting potential was 0.35 V (vsSCE) or more. That is, the stainless steel materials of Examples 1 and 2 had a certain degree of corrosion resistance and high bondability.
Claims (4)
表面粗さＲａが０．５μｍ以下であり、
孔食電位が０．３５Ｖ（ｖｓＳＣＥ）以上であり、
結晶粒径が３０μｍ以下であり、
前記ステンレス鋼材の表面を電解研磨で鏡面研磨して観察面とし、当該観察面を電子線後方散乱回折法によって解析して得られた、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたときに、当該結晶粒界によって規定される結晶粒のアスペクト比が０．５～１．０となる結晶粒の割合が前記結晶粒の集合全体の８０％以上であることを特徴とするステンレス鋼材；
γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－４７Ｎｂ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９・・・（ａ）式。 A stainless steel material used for diffusion bonding that becomes a ferrite single phase or an austenite single phase in the temperature range in which the diffusion bonding proceeds. When the stainless steel material becomes an austenite single phase, the value of γmax represented by the following formula (a) is 100. As described above, in the case of a ferrite single phase, the stainless steel material having a γmax value of 0 or less represented by the following formula (a) is the stainless steel material.
The surface roughness Ra is 0.5 μm or less, and the surface roughness Ra is 0.5 μm or less.
The pitting potential is 0.35 V (vsSCE) or higher,
The crystal grain size is 30 μm or less,
The surface of the stainless steel material is mirror-polished by electrolytic polishing to obtain an observation surface, and the boundary obtained by analyzing the observation surface by an electron backscatter diffraction method and having a crystal orientation difference of 15 ° or more is regarded as a grain boundary. When this is done, the proportion of crystal grains having an aspect ratio of crystal grains defined by the grain boundaries of 0.5 to 1.0 is 80% or more of the entire aggregate of the crystal grains. Stainless steel ;
γmax = 420C-11.5Si + 7Mn + 23Ni-11.5Cr-12Mo + 9Cu-49Ti-47Nb-52Al + 470N + 189 ... (a) formula.
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Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008190035A (en) | 2007-01-12 | 2008-08-21 | Jfe Steel Kk | Ferritic stainless steel sheet for water heater |
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Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008190035A (en) | 2007-01-12 | 2008-08-21 | Jfe Steel Kk | Ferritic stainless steel sheet for water heater |
| US20080296354A1 (en) | 2007-05-31 | 2008-12-04 | Mark Crockett | Stainless steel or stainless steel alloy for diffusion bonding |
| JP2012149309A (en) | 2011-01-20 | 2012-08-09 | Jfe Steel Corp | Stainless-clad steel excellent in chemical resistance |
| CN103331513A (en) | 2013-07-03 | 2013-10-02 | 北京科技大学 | Manufacturing method of superplasticity duplex stainless steel sandwich structure |
| WO2016047734A1 (en) | 2014-09-25 | 2016-03-31 | 新日鐵住金株式会社 | Austenitic stainless steel sheet and method for producing same |
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