JP2005089850A - 高強度フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】 非金属材料との接合性に優れ、強度，耐食性も良好なフェライト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】 Ｃ：0.03％以下，Ｓｉ：3.0％以下，Ｍｎ：3.0％以下，Ｐ：0.10％以下，Ｓ：0.03％以下，Ｎｉ：3.0％以下，Ｃｒ：9〜40％，Ｎ：0.03％以下，Ｔｉ：0.05〜0.5％及び／又はＮｂ：0.1〜1.0％を含み、式(１)，(２)を満足するフェライト系ステンレス鋼である。Ａｌ：0.2〜6.0％，Ｍｏ：0.2〜4.0％，Ｃｕ：0.2〜3.0％等の析出強化元素を含む系では、式(1')，(2')を満足させる。
Cr＋3Ni＋Mn＋9Si＝24〜48 ・・・・・・・・・・・(１)
420C＋470N−11.5(Cr＋Si)＋23Ni＋7Mn−49(Ti＋Nb)＋140≦0 ・・・・・・(２)
Cr＋3(Ni＋Cu)＋Mn＋9Si＋3Al＝24〜48 ・・・・・・・・・・・(1')
420C＋470N−11.5(Cr＋Si)＋23Ni＋7Mn−49(Ti＋Nb)−52Al
−12Mo＋9Cu＋140≦0 ・・・・・・・・・・・(2')
【選択図】 なし
【解決手段】 Ｃ：0.03％以下，Ｓｉ：3.0％以下，Ｍｎ：3.0％以下，Ｐ：0.10％以下，Ｓ：0.03％以下，Ｎｉ：3.0％以下，Ｃｒ：9〜40％，Ｎ：0.03％以下，Ｔｉ：0.05〜0.5％及び／又はＮｂ：0.1〜1.0％を含み、式(１)，(２)を満足するフェライト系ステンレス鋼である。Ａｌ：0.2〜6.0％，Ｍｏ：0.2〜4.0％，Ｃｕ：0.2〜3.0％等の析出強化元素を含む系では、式(1')，(2')を満足させる。
Cr＋3Ni＋Mn＋9Si＝24〜48 ・・・・・・・・・・・(１)
420C＋470N−11.5(Cr＋Si)＋23Ni＋7Mn−49(Ti＋Nb)＋140≦0 ・・・・・・(２)
Cr＋3(Ni＋Cu)＋Mn＋9Si＋3Al＝24〜48 ・・・・・・・・・・・(1')
420C＋470N−11.5(Cr＋Si)＋23Ni＋7Mn−49(Ti＋Nb)−52Al
−12Mo＋9Cu＋140≦0 ・・・・・・・・・・・(2')
【選択図】 なし
Description
本発明は、ガラス，セラミック等の非金属材料に良好な接合性を呈する高強度フェライト系ステンレス鋼に関する。
ガラス，セラミック等の非金属材料は従来から種々の方法で金属材料に接合されているが、接合部に欠陥がなく、接合強度が高いことが要求される。特に、精密さが要求される電気・電子部品や過酷な加工が予想される建材等では、接合性，高強度化の要求が格段に高くなっている。一部の用途では、接合体の金属部分に優れた耐食性が求められる場合もある。
金属材料に非金属材料を接合する一般的な方法は、低融点ガラス，酸化物ガラス，結晶化ガラス等を用いた接合法である。ガラス質接合材には硼酸塩ガラス，ケイ酸塩ガラス，エナメルガラス，ホウロウ等、種々の接合材が使用されており、塗布した接合材を４００〜１０００℃で焼き付けることにより非金属材料を金属材料に接合している。高温焼成を経ずに金属材料，非金属材料を接合する方法（特許文献１）も提案されているが、真空設備を必要とするため適用対象が制約される。
特開2003-026480号公報
ガラス質接合材の高温焼付けを伴った接合では、金属材料，接合材，非金属材料の間に熱膨張係数の相違に起因する熱応力が接合界面に発生しやすい。欠陥のない接合界面を形成する上では、熱膨張差の小さいことが重要な要因である。また、非金属材料の相手材として高温焼成時に相変態を生じる鉄系材料を使用すると、相変態に起因する体積変化も接合性に影響する。しかも、低合金の鉄系材料は、高温焼成時に導入された欠陥部が腐食起点になりやすく、非金属材料の相手材としては適当でない。
焼付け温度域で相変態せずに良好な耐食性を示す鉄系材料としてステンレス鋼が知られているが、オーステナイト系，オーステナイト／フェライト二相系は接合材との熱膨張差が大きいことが問題である。フェライト系ステンレス鋼は、ガラス質接合材に比較的近い熱膨張係数をもち、非金属材料の相手材に期待できる。しかし、強度がビッカース硬さで１６０ＨＶ以下と低く、高強度が要求される用途では必ずしも十分な被接合材とはいえない。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、非金属材料の相手材としてフェライト系ステンレス鋼を使用した接合において、４００〜１０００℃の温度域で小さな熱膨張係数を示し、相変態せず高強度が維持される合金設計を採用することにより、ガラス，セラミック等の非金属材料との接合性に優れ、鋼材自体の強度も高いフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
本発明の高強度フェライト系ステンレス鋼は、Ｃ：０.０３質量％以下，Ｓｉ：３.０質量％以下，Ｍｎ：３.０質量％以下，Ｐ：０.１０質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ｎｉ：３.０質量％以下，Ｃｒ：９〜４０質量％，Ｎ：０.０３質量％以下，Ｔｉ：０.０５〜０.５質量％及び／又はＮｂ：０.１〜１.０質量％を含み、残部が実質的にＦｅで、式(１)，(２)を満足する化学組成をもち、最終熱処理された状態のマトリックスにＭ6Ｘ（Ｍ：金属，Ｘ：Ｃ及び／又はＮ）型，Ａ2Ｂ（Ａ：主としてＦｅ，Ｂ：主としてＮｂ，Ｍｏ）型又はε-Ｃｕの析出物が平均間隔：３μｍ以下で分散していることを特徴とする。
Ｃｒ＋3Ｎｉ＋Ｍｎ＋9Ｓｉ＝24〜48 ・・・・・・・・・・・(１)
420Ｃ＋470Ｎ−11.5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23Ｎｉ＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ)＋140≦0
・・・・・・・・・・・(２)
Ｃｒ＋3Ｎｉ＋Ｍｎ＋9Ｓｉ＝24〜48 ・・・・・・・・・・・(１)
420Ｃ＋470Ｎ−11.5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23Ｎｉ＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ)＋140≦0
・・・・・・・・・・・(２)
該フェライト系ステンレス鋼は、Ａｌ：０.２〜６.０質量％，Ｍｏ：０.２〜４.０質量％，Ｃｕ：０.２〜３.０質量％の１種又は２種以上を含むことができる。この場合には、式(１')，(２')を満足する合金設計が採用される。
Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋9Ｓｉ＋3Ａｌ＝24〜48 ・・・・・・・・・(１')
420Ｃ＋470Ｎ−11.5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23Ｎｉ＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ)−52Ａｌ
−12Ｍｏ＋9Ｃｕ＋140≦0 ・・・・・・・・・・・(２')
Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋9Ｓｉ＋3Ａｌ＝24〜48 ・・・・・・・・・(１')
420Ｃ＋470Ｎ−11.5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23Ｎｉ＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ)−52Ａｌ
−12Ｍｏ＋9Ｃｕ＋140≦0 ・・・・・・・・・・・(２')
更に、Ｃｏ：３.０質量％以下，Ｗ：３.０質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｔａ：１.０質量％以下，Ｙ：０.００５〜０.１質量％，REM(希土類金属)：０.００５〜０.１質量％，Ｂ：０.０００２〜０.０１質量％，Ｍｇ：０.０００２〜０.０１質量％，Ｃａ：０.０００２〜０.０１質量％の１種又は２種以上を含むこともある。この場合には、式(１")，(２")に従って各合金成分の含有量が調整される。
Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋Ｃｏ＋9Ｓｉ＋3Ａｌ＝24〜48 ・・・・・・(１")
420Ｃ＋470Ｎ−11.5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ)−52Ａｌ−12(Ｍｏ＋Ｗ)＋9Ｃｕ＋140≦0 ・・・・・・・・・・・(２")
Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋Ｃｏ＋9Ｓｉ＋3Ａｌ＝24〜48 ・・・・・・(１")
420Ｃ＋470Ｎ−11.5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ)−52Ａｌ−12(Ｍｏ＋Ｗ)＋9Ｃｕ＋140≦0 ・・・・・・・・・・・(２")
また、最終熱処理時の加熱温度Ｔ(℃)，加熱時間ｔ(時)との関係で式(３)に従って定義される値Ｈが１９０以上となるように成分調整することが好ましい。なお、最終熱処理は、製品化に向けての最終段階で施される熱処理をいう。
式(３)：Ｈ＝Ｈ0＋Ｈ1＋Ｈ2＋Ｈ3 ・・・・・・・・・・・・・・(３)
ただし、Ｈ0＝5(Ｃｒ＋3Ｎｉ＋3Ｃｕ＋Ｃｏ＋Ｍｎ＋9Ｓｉ＋3Ａｌ)＋45
Ｈ1＝(-7Ｌ2＋230Ｌ−1840)×(Ｃｕ−0.5)
Ｈ2＝(-4Ｌ2＋150Ｌ−1380)×(Ｍｏ＋Ｗ−1.0)
Ｈ3＝(-4Ｌ2＋170Ｌ−1700)×(Ｎｂ＋Ｔａ−0.2)
Ｌ＝(ｔ+273)×(logｔ+20)×10-3であり
Ｃｕ＜0.5又はＨ1<0のときはＨ1=0
Ｍｏ＋Ｗ＜1.0又はＨ2＜0のときはＨ2=0
Ｎｂ＋Ｔａ＜0.2又はＨ3＜0のときはＨ3＝0とする。
該高強度フェライト系ステンレス鋼は、所定組成に調整されたフェライト系ステンレス鋼を加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間で最終熱処理することにより製造される。
式(３)：Ｈ＝Ｈ0＋Ｈ1＋Ｈ2＋Ｈ3 ・・・・・・・・・・・・・・(３)
ただし、Ｈ0＝5(Ｃｒ＋3Ｎｉ＋3Ｃｕ＋Ｃｏ＋Ｍｎ＋9Ｓｉ＋3Ａｌ)＋45
Ｈ1＝(-7Ｌ2＋230Ｌ−1840)×(Ｃｕ−0.5)
Ｈ2＝(-4Ｌ2＋150Ｌ−1380)×(Ｍｏ＋Ｗ−1.0)
Ｈ3＝(-4Ｌ2＋170Ｌ−1700)×(Ｎｂ＋Ｔａ−0.2)
Ｌ＝(ｔ+273)×(logｔ+20)×10-3であり
Ｃｕ＜0.5又はＨ1<0のときはＨ1=0
Ｍｏ＋Ｗ＜1.0又はＨ2＜0のときはＨ2=0
Ｎｂ＋Ｔａ＜0.2又はＨ3＜0のときはＨ3＝0とする。
該高強度フェライト系ステンレス鋼は、所定組成に調整されたフェライト系ステンレス鋼を加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間で最終熱処理することにより製造される。
ガラス質接合材を用いたステンレス鋼／非金属材料接合体に使用されるステンレス鋼には、接合過程で各種熱処理が施される際に接合材，非金属材料との間で熱膨張差が小さく、高温の温度域においても相変態に起因した体積変化のないことが必要である。また、小型化，高密度化，高性能化の要求に応え、品質，信頼性を向上させるため、鋼材自体の強度，耐食性も優れていることが要求される。
本発明は、かかる観点から接合材，非金属材料に近い熱膨張係数を示すフェライト系ステンレス鋼を前提とし、４００〜１０００℃の温度域における熱膨張，相変態を抑えると共に、４００〜１０００℃で熱処理した製品においてもビッカース硬さが従来のフェライト系ステンレス鋼のレベルであるＨＶ１６０を超える高強度を維持する合金設計を採用している。具体的には、オーステナイト形成元素とフェライト形成元素との間に式(１)の関係をもたせ、相変態を示す指標として式(２)，(２')，(２")を用いてＣ，Ｎ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｃｕ等の間に相関をもたせ、熱膨張を低位に維持すると共に相変態に起因する体積変化を抑えている。
また、各種合金成分の影響を詳細に調査・検討した結果、熱処理にほとんど作用されない固溶元素による強化を確保した上で、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｕ等の化合物を熱処理で析出させるとき鋼材が析出強化され、ステンレス鋼本来の耐食性を備え高強度化されたフェライト系ステンレス鋼が得られることが判った。しかも、基材・ステンレス鋼／非金属材料の界面に、接合時の熱処理によって双方の熱膨張差を緩和するＣｒ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ等の酸化物又は複合酸化物を生成させると、一層高い接合性で非金属材料と接合できる。
本発明では、フェライト系ステンレス鋼に含まれる各合金成分，含有量等を次のように規定している。
Ｃ：０.０３質量％以下，Ｎ：０.０３質量％以下
何れもクリープ強度等の高温強度に有効な合金成分であるが、過剰含有は耐食性，酸化特性，加工性，低温靭性，溶接性に悪影響を及ぼす。また、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ，Ｓｉ等のフェライト形成元素が少ない成分系にＣ，Ｎを過剰添加すると高温でオーステナイト相が生成しやすく、結果として加熱後の冷却過程でマルテンサイト変態に起因する膨張が生じ、鋼素地とガラス質接合材との熱膨張差が大きくなる。また、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定するＴｉ及び／又はＮｂを添加しているが、Ｃ，Ｎが多いとＴｉ，Ｎｂの増量が必要となり、原料コストを上昇させる。したがって、Ｃ，Ｎ含有量は低いほど好ましいことから、共に０.０３質量％以下（好ましくは、０.０２質量％以下）に規制する。
Ｃ：０.０３質量％以下，Ｎ：０.０３質量％以下
何れもクリープ強度等の高温強度に有効な合金成分であるが、過剰含有は耐食性，酸化特性，加工性，低温靭性，溶接性に悪影響を及ぼす。また、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ，Ｓｉ等のフェライト形成元素が少ない成分系にＣ，Ｎを過剰添加すると高温でオーステナイト相が生成しやすく、結果として加熱後の冷却過程でマルテンサイト変態に起因する膨張が生じ、鋼素地とガラス質接合材との熱膨張差が大きくなる。また、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定するＴｉ及び／又はＮｂを添加しているが、Ｃ，Ｎが多いとＴｉ，Ｎｂの増量が必要となり、原料コストを上昇させる。したがって、Ｃ，Ｎ含有量は低いほど好ましいことから、共に０.０３質量％以下（好ましくは、０.０２質量％以下）に規制する。
Ｓｉ：３.０質量％以下
室温強度の向上に有効な固溶強化元素として働き、高温酸化特性を改善する作用も呈する。また、加熱中にＳｉ系酸化物が生成すると基材・ステンレス鋼／ガラス質接合材の熱膨張差が緩和され、高い接合性が確保される。しかし、過剰量のＳｉ添加は低温靭性を低下させるので、Ｓｉ含有量の上限を３.０質量％に規制する。好ましくは、０.１〜２.０質量％の範囲でＳｉ含有量を選定する。
室温強度の向上に有効な固溶強化元素として働き、高温酸化特性を改善する作用も呈する。また、加熱中にＳｉ系酸化物が生成すると基材・ステンレス鋼／ガラス質接合材の熱膨張差が緩和され、高い接合性が確保される。しかし、過剰量のＳｉ添加は低温靭性を低下させるので、Ｓｉ含有量の上限を３.０質量％に規制する。好ましくは、０.１〜２.０質量％の範囲でＳｉ含有量を選定する。
Ｍｎ：３.０質量％以下
フェライト系ステンレス鋼の高温酸化特性，特にスケール剥離性を改善する合金成分であるが、過剰添加は加工性，溶接性の面から好ましくない。また、オーステナイト相安定化元素であるため，過剰量のＭｎを添加するとＣ，Ｎと同様な悪影響が現れる。そこで、Ｍｎ含有量の上限を３.０質量％（好ましくは１.５質量％）に規制する。
Ｐ：０.１０質量％以下
フェライト系ステンレス鋼の高強度化に有効な反面、過剰添加は溶接性，低温靭性を劣化させる原因となる。そこで、Ｐ含有量を０.１０質量％以下（好ましくは０.０８質量％以下）に規制する。
フェライト系ステンレス鋼の高温酸化特性，特にスケール剥離性を改善する合金成分であるが、過剰添加は加工性，溶接性の面から好ましくない。また、オーステナイト相安定化元素であるため，過剰量のＭｎを添加するとＣ，Ｎと同様な悪影響が現れる。そこで、Ｍｎ含有量の上限を３.０質量％（好ましくは１.５質量％）に規制する。
Ｐ：０.１０質量％以下
フェライト系ステンレス鋼の高強度化に有効な反面、過剰添加は溶接性，低温靭性を劣化させる原因となる。そこで、Ｐ含有量を０.１０質量％以下（好ましくは０.０８質量％以下）に規制する。
Ｓ：０.０３質量％以下
熱間加工性，耐食性に有害な成分であり、可能な限りの低硫化が好ましい。本成分系では、Ｓ含有量を０.０３質量％以下に規制することにより、Ｓ起因の悪影響を抑えている。
Ｎｉ：３.０質量％以下
フェライト系ステンレス鋼の高強度化に有効であり、好ましくは０.０５質量％以上でＮｉの添加効果がみられる。しかし、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ含有量の少ないフェライト系ステンレス鋼にＮｉを過剰添加すると、Ｍｎと同様にマルテンサイト相が生成する。また、高価な合金元素であることから、鋼材コストを抑えるためにＮｉの過剰添加は避けるべきである。そこで、Ｎｉ含有量を３.０質量％以下（好ましくは、２.０質量％以下）に規制する。
熱間加工性，耐食性に有害な成分であり、可能な限りの低硫化が好ましい。本成分系では、Ｓ含有量を０.０３質量％以下に規制することにより、Ｓ起因の悪影響を抑えている。
Ｎｉ：３.０質量％以下
フェライト系ステンレス鋼の高強度化に有効であり、好ましくは０.０５質量％以上でＮｉの添加効果がみられる。しかし、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ含有量の少ないフェライト系ステンレス鋼にＮｉを過剰添加すると、Ｍｎと同様にマルテンサイト相が生成する。また、高価な合金元素であることから、鋼材コストを抑えるためにＮｉの過剰添加は避けるべきである。そこで、Ｎｉ含有量を３.０質量％以下（好ましくは、２.０質量％以下）に規制する。
Ｃｒ：９〜４０質量％
フェライト相を安定させると共に、耐食性，耐酸化性の改善に不可欠な合金成分である。多量のＣｒが含まれるほど耐食性，耐酸化性が向上するが、過剰添加は鋼材の脆化を招くので、９〜４０質量％の範囲でＣｒ含有量を選定する。好ましいＣｒ含有量の範囲は耐食性の要求レベルに応じて異なるが、一般的な室内環境では１０〜１５質量％，室外環境では１５〜２２質量％，海塩粒子が飛来する環境では２２質量％以上に設定する。
Ｔｉ：０.０５〜０.５質量％
Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定することにより鋼材の耐食性，成形性を向上させる合金成分であり、好ましくは０.０５質量％以上でＴｉの添加効果がみられる。しかし、過剰量のＴｉを添加すると、ＴｉＮを生成して鋼材の表面性状を劣化させ、溶接性，低温靭性にも悪影響が現れる。そこで、Ｔｉ含有量を０.０５〜０.５質量％（好ましくは、０.１０〜０.３０質量％）の範囲に規制する。
フェライト相を安定させると共に、耐食性，耐酸化性の改善に不可欠な合金成分である。多量のＣｒが含まれるほど耐食性，耐酸化性が向上するが、過剰添加は鋼材の脆化を招くので、９〜４０質量％の範囲でＣｒ含有量を選定する。好ましいＣｒ含有量の範囲は耐食性の要求レベルに応じて異なるが、一般的な室内環境では１０〜１５質量％，室外環境では１５〜２２質量％，海塩粒子が飛来する環境では２２質量％以上に設定する。
Ｔｉ：０.０５〜０.５質量％
Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定することにより鋼材の耐食性，成形性を向上させる合金成分であり、好ましくは０.０５質量％以上でＴｉの添加効果がみられる。しかし、過剰量のＴｉを添加すると、ＴｉＮを生成して鋼材の表面性状を劣化させ、溶接性，低温靭性にも悪影響が現れる。そこで、Ｔｉ含有量を０.０５〜０.５質量％（好ましくは、０.１０〜０.３０質量％）の範囲に規制する。
Ｎｂ：０.１〜１.０質量％
Ｔｉと同様に、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定する作用を呈する。Ｃ，Ｎの固定に消費された残りの固溶状態にあるＮｂは、熱処理条件に応じてＦｅ2Ｎｂ型の金属間化合物，Ｆｅ3Ｎｂ3Ｃ型の炭窒化物等、微細な析出物となって鋼材を高強度化させる。しかし，Ｎｂの過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くする。Ｃ，Ｎを固定し且つ微細析出物を得るためには０.１質量％以上のＮｂが必要であり、低温靭性，溶接高温割れ感受性に悪影響を及ぼさないようにＮｂ含有量を１.０質量％以下に規制する。好ましくは、０.２０〜０.６０質量％の範囲でＮｂ含有量を選定する。
Ａｌ：０.２〜６.０質量％
必要に応じて添加される合金成分であり、フェライト系ステンレス鋼の高強度化，耐高温酸化性の改善に有効であり、０.２質量％以上でＡｌの添加効果がみられる。しかし、６.０質量％を超える過剰量のＡｌを添加すると表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性に悪影響が現れる。
Ｔｉと同様に、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定する作用を呈する。Ｃ，Ｎの固定に消費された残りの固溶状態にあるＮｂは、熱処理条件に応じてＦｅ2Ｎｂ型の金属間化合物，Ｆｅ3Ｎｂ3Ｃ型の炭窒化物等、微細な析出物となって鋼材を高強度化させる。しかし，Ｎｂの過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くする。Ｃ，Ｎを固定し且つ微細析出物を得るためには０.１質量％以上のＮｂが必要であり、低温靭性，溶接高温割れ感受性に悪影響を及ぼさないようにＮｂ含有量を１.０質量％以下に規制する。好ましくは、０.２０〜０.６０質量％の範囲でＮｂ含有量を選定する。
Ａｌ：０.２〜６.０質量％
必要に応じて添加される合金成分であり、フェライト系ステンレス鋼の高強度化，耐高温酸化性の改善に有効であり、０.２質量％以上でＡｌの添加効果がみられる。しかし、６.０質量％を超える過剰量のＡｌを添加すると表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性に悪影響が現れる。
Ｍｏ：０.２〜４.０質量％
必要に応じて添加される合金成分であり、熱処理条件に応じて固溶状態からＦｅ2Ｍｏ型の金属間化合物として微細析出し、鋼材を高強度化する。しかし、Ｍｏの過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くする。そこで、Ｍｏを添加する場合には、０.２〜４.０質量％の範囲にＭｏ含有量を定める。
Ｃｕ：０.２〜３.０質量％
必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性の改善に加え、析出強化によって鋼材を高強度化する作用を呈する。Ｎｂは６００℃以上，Ｍｏは７００℃以上の比較的高温で強化作用を発現するが、４００〜７００℃の低温域における熱処理によって析出強化作用を呈することがＣｕの特長である。しかし、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ含有量の少ないフェライト系ステンレス鋼にＣｕを過剰添加すると，Ｍｎと同様にマルテンサイト相が生成する。過剰量のＣｕ添加は低温靭性，溶接高温割れ感受性にとっても好ましくない。そこで、Ｃｕを添加する場合には、０.２〜３.０質量％の範囲にＣｕ含有量を規制する。より高いレベルの強度が要求される鋼材にあっては、０.５〜２.０質量％の範囲でＣｕ含有量を選定する。
必要に応じて添加される合金成分であり、熱処理条件に応じて固溶状態からＦｅ2Ｍｏ型の金属間化合物として微細析出し、鋼材を高強度化する。しかし、Ｍｏの過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くする。そこで、Ｍｏを添加する場合には、０.２〜４.０質量％の範囲にＭｏ含有量を定める。
Ｃｕ：０.２〜３.０質量％
必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性の改善に加え、析出強化によって鋼材を高強度化する作用を呈する。Ｎｂは６００℃以上，Ｍｏは７００℃以上の比較的高温で強化作用を発現するが、４００〜７００℃の低温域における熱処理によって析出強化作用を呈することがＣｕの特長である。しかし、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ含有量の少ないフェライト系ステンレス鋼にＣｕを過剰添加すると，Ｍｎと同様にマルテンサイト相が生成する。過剰量のＣｕ添加は低温靭性，溶接高温割れ感受性にとっても好ましくない。そこで、Ｃｕを添加する場合には、０.２〜３.０質量％の範囲にＣｕ含有量を規制する。より高いレベルの強度が要求される鋼材にあっては、０.５〜２.０質量％の範囲でＣｕ含有量を選定する。
Ｃｏ：３.０質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、固溶強化によって鋼材を高強度化する作用を呈し、０.０３質量％以上でＣｏの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は鋼材の成形性を低下させ、比重鬼高価な元素であるため鋼材コストの上昇を招く。したがって、Ｃｏを添加する場合でも、上限を３.０質量％に設定する。
Ｗ：３.０質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、熱処理条件に応じて固溶状態からＦｅ2Ｗ型の金属間化合物として微細析出し、鋼材を高強度化する。このような作用は、０.２質量％以上のＷでみられる。しかし、過剰量のＷを添加すると低温靭性が劣化し、溶接高温割れ感受性も高くなるので、Ｗ含有量の上限を３.０質量％に規制する。
必要に応じて添加される合金成分であり、固溶強化によって鋼材を高強度化する作用を呈し、０.０３質量％以上でＣｏの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は鋼材の成形性を低下させ、比重鬼高価な元素であるため鋼材コストの上昇を招く。したがって、Ｃｏを添加する場合でも、上限を３.０質量％に設定する。
Ｗ：３.０質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、熱処理条件に応じて固溶状態からＦｅ2Ｗ型の金属間化合物として微細析出し、鋼材を高強度化する。このような作用は、０.２質量％以上のＷでみられる。しかし、過剰量のＷを添加すると低温靭性が劣化し、溶接高温割れ感受性も高くなるので、Ｗ含有量の上限を３.０質量％に規制する。
Ｚｒ：０.５質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定し耐食性を向上させる作用を呈し、０.０５質量％以上でＺｒの添加効果がみられる。しかし、過剰量のＺｒを添加すると溶接性，低温靭性が劣化するので、Ｚｒ含有量の上限を０.５質量％に規制する。
Ｖ：０.５質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定して耐食性を向上させる作用を呈し、０.０５質量％以上のＶで添加効果がみられる。しかし、過剰添加すると鋼材の表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性にも悪影響が現れるので、Ｖを添加する場合には上限を０.５質量％に規制する。
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定し耐食性を向上させる作用を呈し、０.０５質量％以上でＺｒの添加効果がみられる。しかし、過剰量のＺｒを添加すると溶接性，低温靭性が劣化するので、Ｚｒ含有量の上限を０.５質量％に規制する。
Ｖ：０.５質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定して耐食性を向上させる作用を呈し、０.０５質量％以上のＶで添加効果がみられる。しかし、過剰添加すると鋼材の表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性にも悪影響が現れるので、Ｖを添加する場合には上限を０.５質量％に規制する。
Ｔａ：１.０質量％以下
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定する。Ｃ，Ｎの固定に消費された残りのＴａは、固溶強化によって鋼材を高強度化する。このような作用は、０.１質量％以上のＴａ添加でみられる。しかし、非常に高価な元素であり、過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くするので、Ｔａ含有量の上限を１.０質量％以下に規制する。
Ｙ：０.００５〜０.１質量％，REM（希土類金属）：０.００５〜０.１質量％
必要に応じて添加される合金成分であり、耐高温酸化性，耐食性を改善する作用を呈し、何れも０.００５質量％以上で添加効果がみられる。しかし、過剰添加は鋼材の表面性状を劣化させ、溶接高温割れ感受性も高くなるので、添加する場合には何れも上限を０.１質量％に規制する。
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定する。Ｃ，Ｎの固定に消費された残りのＴａは、固溶強化によって鋼材を高強度化する。このような作用は、０.１質量％以上のＴａ添加でみられる。しかし、非常に高価な元素であり、過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くするので、Ｔａ含有量の上限を１.０質量％以下に規制する。
Ｙ：０.００５〜０.１質量％，REM（希土類金属）：０.００５〜０.１質量％
必要に応じて添加される合金成分であり、耐高温酸化性，耐食性を改善する作用を呈し、何れも０.００５質量％以上で添加効果がみられる。しかし、過剰添加は鋼材の表面性状を劣化させ、溶接高温割れ感受性も高くなるので、添加する場合には何れも上限を０.１質量％に規制する。
Ｂ，Ｍｇ，Ｃａ：０.０００２〜０.０１質量％
必要に応じて添加される合金成分であり、何れも鋼材の熱間加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は鋼材の表面性状を劣化させ、加工性，低温靭性にも悪影響を及ぼす。そこで、Ｂ，Ｍｇ，Ｃａを添加する場合、何れも０.０００２〜０.０１質量％の範囲に含有量を選定する。
必要に応じて添加される合金成分であり、何れも鋼材の熱間加工性を改善する作用を呈する。しかし、過剰添加は鋼材の表面性状を劣化させ、加工性，低温靭性にも悪影響を及ぼす。そこで、Ｂ，Ｍｇ，Ｃａを添加する場合、何れも０.０００２〜０.０１質量％の範囲に含有量を選定する。
以上に掲げた各合金成分の間に式(１)〜(１")及び(２)〜(２")を成立させると共に、最終熱処理時の加熱温度Ｔ(℃)，加熱時間ｔ(時)との間に式(３)を成立させている。
式(１)〜(１")は、フェライト系ステンレス鋼の固溶強化に及ぼす各合金成分の影響を定量化した数式であり、Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋Ｃｏ＋9Ｓｉ＋3Ａｌの値が２４以上となるように成分設計することにより室温でのビッカース硬さ１６５ＨＶ以上に高強度化される（図１）。しかし、Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋Ｃｏ＋9Ｓｉ＋3Ａｌの値が４８を超えることは、合金成分の過剰添加を意味し、スラブ冷却過程での割れ発生や鋼材の延性低下による製造性の低下や、更には製品としての靭性低下を引き起こす。
式(１)〜(１")は、フェライト系ステンレス鋼の固溶強化に及ぼす各合金成分の影響を定量化した数式であり、Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋Ｃｏ＋9Ｓｉ＋3Ａｌの値が２４以上となるように成分設計することにより室温でのビッカース硬さ１６５ＨＶ以上に高強度化される（図１）。しかし、Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋Ｃｏ＋9Ｓｉ＋3Ａｌの値が４８を超えることは、合金成分の過剰添加を意味し、スラブ冷却過程での割れ発生や鋼材の延性低下による製造性の低下や、更には製品としての靭性低下を引き起こす。
式(２)〜(２")は、Ｃ，Ｎ，Ｍｎ，Ｎｉ等のオーステナイト形成元素をＣｒ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｎｂ等のフェライト形成元素との関連で量規制する指標である。式(２)〜(２")を満足させるように成分調整することにより、４００〜１０００℃の温度域における相変態が抑制され、高温焼成されたガラス質接合材との接合界面でクラック，剥離等の欠陥発生が防止される（図１）。
式(３)は析出強化によってフェライト系ステンレス鋼を高強度化する指標であり、式(３)を満足させると室温でのビッカース硬さがほぼ１８０ＨＶ以上になる（図２）。Ｈ0は式(１)〜(1")の変形式であって固溶強化量を示す。式Ｈ1，Ｈ2，Ｈ3は、それぞれＣｕ，Ｍｏ及びＷ，Ｎｂ及びＴａの析出強化量を示し、加熱温度Ｔ(℃)，加熱時間ｔ(時)に応じて定まる。Ｈ1は６００℃１０分，Ｈ2は７００℃１０分，Ｈ3は８００℃１０分の熱処理で最高硬さが得られるように設定されている。低温側からＣｕ，Ｎｏ，Ｎｂの順で析出強化が図られるので、熱処理条件が決まれば目標強度が得られるようにＨ1，Ｈ2，Ｈ3の組合せによって５００〜９００℃の広範な温度域での熱処理に対応した適正成分範囲を確定できる。
析出物が鋼材の高強度化に及ぼす影響は析出物の間隔が小さいほど顕著になり、本成分系では平均間隔を３μｍ以下とすることにより熱処理前に比較して十分に高強度化された鋼材が得られる。しかし、極端な微細析出を図ろうとすると、析出強化元素の多量添加，低温長時間の加熱処理が必要になる。工業的レベルでの高強度化を考慮すると、析出物の平均間隔を０.０１〜１.０μｍの範囲に収めることが好ましい。析出物の間隔は、電子顕微鏡で金属組織を観察して析出物の径を、抽出残渣法等によって析出物の体積率を算出した値から換算することにより求められるが、電子顕微鏡観察で測定された析出物の間隔をそのまま使用することも可能である。高強度を得るための析出物の種類は特に規定されるものではないが、Ｃ，Ｎ，Ｎｂを多く含む場合にはＭ6Ｘ（Ｍ：金属，Ｘ：Ｃ及び／又はＮ）型の金属間化合物，Ｎｂ，Ｍｏを多く含む場合にはＡ2Ｂ（Ａ：主としてＦｅ，Ｂ：主としてＮｂ，Ｍｏ）型の金属間化合物，Ｃｕを多く含む場合にはε-Ｃｕ系の析出物を利用できる。
最終熱処理
最終熱処理では、Ｃｕ，Ｎｏ，Ｎｂ等を所定量析出させることにより、フェライト系ステンレス鋼に必要強度を付与している。加熱温度，加熱時間に応じてＣｕ，Ｎｏ，Ｎｂ等の析出量が変わるが、工業的レベルでフェライト系ステンレス鋼を高強度化するため加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間の範囲で熱処理条件を設定する。当該熱処理条件は、大気中で加熱した基材・ステンレス鋼とガラス質接合材との接合強度を高める上でも有効である。接合強度の上昇は、接合時の熱処理段階で基材・ステンレス鋼／ガラス質接合材の熱膨張差を緩和するＣｒ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ等の酸化物又は複合酸化物が基材表面に生成することに起因するものと推察される。
最終熱処理では、Ｃｕ，Ｎｏ，Ｎｂ等を所定量析出させることにより、フェライト系ステンレス鋼に必要強度を付与している。加熱温度，加熱時間に応じてＣｕ，Ｎｏ，Ｎｂ等の析出量が変わるが、工業的レベルでフェライト系ステンレス鋼を高強度化するため加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間の範囲で熱処理条件を設定する。当該熱処理条件は、大気中で加熱した基材・ステンレス鋼とガラス質接合材との接合強度を高める上でも有効である。接合強度の上昇は、接合時の熱処理段階で基材・ステンレス鋼／ガラス質接合材の熱膨張差を緩和するＣｒ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ等の酸化物又は複合酸化物が基材表面に生成することに起因するものと推察される。
表１，２の化学成分をもつフェライト系ステンレス鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造，鍛造，熱延，焼鈍・酸洗，冷延を経て、加熱温度Ｔ(℃)，加熱時間ｔ(時)の最終熱処理を施し板厚：２.０ｍｍの冷延焼鈍板を製造した。
各ステンレス鋼帯について、熱延時の耳割れ発生有無を調査し、耳割れが発生しなかった鋼帯を○，スラブ割れに起因して熱延できなかった鋼帯を×として熱間加工性を評価した。また、各冷延焼鈍板を試験片を切り出し、室温から１０００℃まで加熱した後で室温に冷却する加熱・冷却試験により相変態の有無を調査し、相変態しなかった試験片を○，加熱中にオーステナイト変態し、冷却過程でマルテンサイト相を生成した試験片を×として熱膨張特性を評価した。更に、室温でのビッカース硬さを測定し、１６５ＨＶ以上を○，１６５ＨＶ未満を×として室温強度を評価した。
調査結果を、Ａ＝Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋Ｃｏ＋9Ｓｉ＋3Ａｌで定義される固溶強化能Ａ，γ＝420Ｃ＋470Ｎ−11．5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ)−52Ａｌ−12(Ｍｏ＋Ｗ)＋9Ｃｕ＋140で定義されるオーステナイトバランスγと共に表３に示す。
表３にみられるように、固溶強化能Ａ，オーステナイトバランスγを適正管理した鋼種は、熱間加工性，熱膨張特性，室温強度の何れにも優れていた。他方、オーステナイトバランスγが高い鋼種１８，２１は熱膨張特性に劣り、固溶強化能Ａが高い鋼種２２，過剰量のＳｉを含む鋼種２３，過剰量のＣｕを含む鋼種２４は熱間加工性に劣っていた。また、固溶強化能Ａの小さな鋼種１８，１９，２０では、室温強度も低い値を示した。
表３にみられるように、固溶強化能Ａ，オーステナイトバランスγを適正管理した鋼種は、熱間加工性，熱膨張特性，室温強度の何れにも優れていた。他方、オーステナイトバランスγが高い鋼種１８，２１は熱膨張特性に劣り、固溶強化能Ａが高い鋼種２２，過剰量のＳｉを含む鋼種２３，過剰量のＣｕを含む鋼種２４は熱間加工性に劣っていた。また、固溶強化能Ａの小さな鋼種１８，１９，２０では、室温強度も低い値を示した。
更に、最終熱処理による析出強化を調査するため、加熱温度Ｔ(℃)，加熱時間ｔ(時)を種々変更し、式Ｈ，Ｈ1，Ｈ2，Ｈ3と室温でのビッカース硬さを測定し、同じ基準で室温強度を評価した。評価結果を式Ｈ，Ｈ1，Ｈ2，Ｈ3と共に表４，５に示す。表中、Ｈ，Ｈ1，Ｈ2，Ｈ3及びＬは前掲の式に従って算出した値であり、何れの試験片でも熱処理中に相変態は生じなかった。
ヒートＮo.１５〜２８については、基材・ステンレス鋼の熱処理と同時にガラスと接合した。ヒートＮo.１７，２０〜２６では、低融点の非晶質ガラスを相手方被接合材に用い、加熱温度を７００℃に設定した。ヒートＮo.１５，１６，１８，１９，２７，２８では、高融点の結晶質ガラスを相手方被接合材に用い、加熱温度を９００℃に設定した。何れの場合も、大気雰囲気中で熱処理した。接合された試験片を目視観察し、ガラス剥離の有無をもってガラス接合性を評価した。
表４の調査結果にみられるように、成分・組成を適正管理し、最終熱処理で析出物を生成させると、室温強度が高く接合性にも優れたステンレス鋼／ガラス接合体が得られた。他方、Ｈ値が低い場合には、表５に示すように十分な室温強度が得られなかった。更に、Ｈ値が低くオーステナイトバランスγが外れるヒートＮo.２７では、強度不足に加えガラス接合性にも劣っていた。Ｈ値が低いヒートＮo.２８は、マルテンサイト変態によってある程度の室温強度が得られるものの、変態に伴う膨張のためガラス接合性が劣っていた。
以上に説明したように、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、固溶強化，析出強化によって母材を高強度化すると共に、ガラス質接合材を用いて非金属材料と接合する際の高温焼成時にも非金属材料に熱膨張係数が近似し、相変態に起因する体積変化も少ないので亀裂，剥離等の欠陥がない健全な接合界面が形成される。その結果、品質信頼性に優れたステンレス鋼／非金属材料接合体が得られ、ＩＣパッケージ，半導体基板，プリント配線基板，蛍光表示管，ＥＬ封止管，ホウロウ基板等の広範な分野に適したフェライト系ステンレス鋼が提供される。
Claims (5)
- Ｃ：０.０３質量％以下，Ｓｉ：３.０質量％以下，Ｍｎ：３.０質量％以下，Ｐ：０.１０質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ｎｉ：３.０質量％以下，Ｃｒ：９〜４０質量％，Ｎ：０.０３質量％以下，Ｔｉ：０.０５〜０.５質量％及び／又はＮｂ：０.１〜１.０質量％を含み、残部が実質的にＦｅで、式(１)，(２)を満足する化学組成をもち、最終熱処理された状態のマトリックスにＭ6Ｘ（Ｍ：金属，Ｘ：Ｃ及び／又はＮ）型，Ａ2Ｂ（Ａ：主としてＦｅ，Ｂ：主としてＮｂ，Ｍｏ）型又はε-Ｃｕの析出物が平均間隔：３μｍ以下で分散していることを特徴とする高強度フェライト系ステンレス鋼。
Ｃｒ＋3Ｎｉ＋Ｍｎ＋9Ｓｉ＝24〜48 ・・・・・・・・・・・(１)
420Ｃ＋470Ｎ−11.5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23Ｎｉ＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ)＋140≦0
・・・・・・・・・・・(２) - 更にＡｌ：０.２〜６.０質量％，Ｍｏ：０.２〜４.０質量％，Ｃｕ：０.２〜３.０質量％の１種又は２種以上を含み、式(１')，(２')を満足する化学組成を有することを特徴とする請求項１記載の高強度フェライト系ステンレス鋼。
Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋9Ｓｉ＋3Ａｌ＝24〜48 ・・・・・・・・・(１')
420Ｃ＋470Ｎ−11.5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23Ｎｉ＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ)−52Ａｌ
−12Ｍｏ＋9Ｃｕ＋140≦0 ・・・・・・・・・・・(２') - 更にＣｏ：３.０質量％以下，Ｗ：３.０質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｔａ：１.０質量％以下，Ｙ：０.００５〜０.１質量％，REM(希土類金属)：０.００５〜０.１質量％，Ｂ：０.０００２〜０.０１質量％，Ｍｇ：０.０００２〜０.０１質量％，Ｃａ：０.０００２〜０.０１質量％の１種又は２種以上を含み、式(１")，(２")を満足する化学組成を有することを特徴とする請求項１又は２記載の高強度フェライト系ステンレス鋼。
Ｃｒ＋3(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋Ｍｎ＋Ｃｏ＋9Ｓｉ＋3Ａｌ＝24〜48 ・・・・・・(１")
420Ｃ＋470Ｎ−11.5(Ｃｒ＋Ｓｉ)＋23(Ｎｉ＋Ｃｕ)＋7Ｍｎ−49(Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ)−52Ａｌ−12(Ｍｏ＋Ｗ)＋9Ｃｕ＋140≦0 ・・・・・・・・・・・(２") - 最終熱処理時の加熱温度Ｔ(℃)，加熱時間ｔ(時)との関係で式(３)に従って定義される値Ｈが１９０以上となるように成分調整されている請求項１〜３何れかに記載の高強度フェライト系ステンレス鋼。
式(３)：Ｈ＝Ｈ0＋Ｈ1＋Ｈ2＋Ｈ3 ・・・・・・・・・・・・・・(３)
ただし、Ｈ0＝5(Ｃｒ＋3Ｎｉ＋3Ｃｕ＋Ｃｏ＋Ｍｎ＋9Ｓｉ＋3Ａｌ)＋45
Ｈ1＝(−7Ｌ2＋230Ｌ−1840)×(Ｃｕ−0.5)
Ｈ2＝(−4Ｌ2＋150Ｌ−1380)×(Ｍｏ＋Ｗ−1.0)
Ｈ3＝(−4Ｌ2＋170Ｌ−1700)×(Ｎｂ＋Ｔａ−0.2)
Ｌ＝(ｔ+273)×(logｔ+20)×10-3であり
Ｃｕ＜0.5又はＨ1<0のときはＨ1=0
Ｍｏ＋Ｗ＜1.0又はＨ2＜0のときはＨ2=0
Ｎｂ＋Ｔａ＜0.2又はＨ3＜0のときはＨ3＝0とする。 - 請求項１〜４何れかに従って成分調整されたフェライト系ステンレス鋼に加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間の最終熱処理を施すことを特徴とする高強度フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
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