CN106687612B - 奥氏体系不锈钢板和金属密封垫 - Google Patents

Abstract

本发明的课题在于，降低奥氏体系不锈钢板中由氧化物系夹杂物引起的加工性和耐疲劳特性的各向异性。其解决手段为一种奥氏体系不锈钢热轧钢板，其以质量％计，包含C：0.030～0.300％、Si：0.30～3.20％、Mn：0.90～17.00％、Ni：1.00～8.00％、Cr：14.00～19.00％、Cu：0.50～3.50％、N：0.045～0.250％、Al：0.0001～0.0300％、V：0～0.50％、Nb：0～0.50％、Ti：0～0.30％、B：0～0.010％、余量Fe和不可避免的杂质，氧化物系夹杂物的换算平均组成为Al₂O₃：30质量％以下、SiO₂：60质量％以下、MnO：15质量％以上，并且满足MnO≥‑3SiO₂+110。

Description

奥氏体系不锈钢板和金属密封垫

技术领域

本发明涉及一种强度、疲劳特性和耐高温软化特性优异的金属密封垫用不锈钢板以及使用该不锈钢板的金属密封垫。

背景技术

汽车、摩托车等中的发动机的气缸盖密封垫、排气歧管密封垫暴露于发动机特有的高温、高压、高振动下的反复的压力变化。其中由于汽车发动机的气缸密封垫在压缩时被施以高压，因此为了维持密封性必须以高的接触压力(面压)与双方的接触配合部件接触。对于发动机、排气通路中所使用的金属密封垫，为了确保足够的接触压力，通常通过利用压制的凸缘成形来形成一定高度的凸缘(ビード)(连续的隆起部)。该类型的金属密封垫通过将凸缘凸部的最高部(以下称为“凸缘头顶部”)按压在接触配合部件上使用来确保高的密封性，因此使用时必须具备高强度和高疲劳特性。

以往，多将加工硬化型的亚稳态奥氏体系不锈钢(SUS301系列等)用于适用汽车发动机、其排气通路的密封垫。这种钢是通过在冷轧中使加工诱发马氏体生成来实现高强度化。但是，为了提高强度水平，有必要提高冷轧压下率。冷轧压下率的增大成为使韧性、耐疲劳特性和加工性降低的主要原因。在专利文献1、2中，公开了改善了这些特性的亚稳态奥氏体系不锈钢。另一方面，存在作为不依赖于冷轧压下率的增大而实现高强度的基材的马氏体系不锈钢。在专利文献3中，记载了将马氏体系钢种应用于密封垫。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：特开2003－82441号公报

专利文献2：特开2011－252208号公报

专利文献3：特开2000－109957号公报

发明内容

发明所要解决的课题

亚稳态奥氏体系不锈钢如上所述是通过冷轧来实现高强度化。当为了提高强度水平而增加冷轧压下率时，在板材的与轧制平行的方向(L方向)和与轧制成直角的方向(C方向)，弯曲加工性、疲劳特性产生各向异性。这样的各向异性在作为金属密封垫使用时成为将凸缘头顶部与接触配合部件的接触面压维持均匀的障碍因素，成为金属密封垫性能降低的原因之一。另一方面，在马氏体系不锈钢的情况下，由于没有必要赋予高的冷轧压下率来使其加工硬化，因此伴随加工硬化的各向异性的问题本质上不易产生。

然而，根据发明人的调查可知，即使在使用避免过度冷轧而制造的奥氏体系不锈钢钢板、马氏体系不锈钢板来进行凸缘成形而成的金属密封垫中，若在严酷的试验条件下评价性能，被认为起因于材料的各向异性的性能降低仍可成为问题。作为其主要原因，认为是由于材料(钢板)中在轧制方向连续存在的粗大氧化物系夹杂物使得特定方向的加工性、耐疲劳特性降低。

本发明公开了一种在奥氏体系不锈钢板中降低由氧化物系夹杂物引起的加工性、耐疲劳特性的“各向异性”的技术。另外，同时公开了一种在高温下使用的金属密封垫的用途中，赋予可维持高耐久性的“耐高温软化特性”，且防止热轧中的“热轧裂纹”的方法。

用于解决课题的手段

已知上述的“各向异性”的降低可通过将存在于钢板中的氧化物系夹杂物软质化来解决。另外，设定为加工诱发马氏体相不易过度生成的化学组成对于各向异性的降低、加工性的维持也是有效的。已知的是，为了提高“耐高温软化特性”，重要的是设定为负责应变时效的间隙型固溶元素(C、N)的位错固定(転位固着)作用难以释放的组成，为此，在增加Mn含量的基础上充分确保N含量的方法是有效的。此外，为了防止“热轧裂纹”，优化δ铁素体相的生成量是有效的。

即，在本发明中，提供一种奥氏体系不锈钢热轧钢板，以质量％计，包含C：0.030～0.300％、Si：0.30～3.20％、Mn：0.90～17.00％、Ni：1.00～8.00％、Cr：14.00～19.00％、Cu：0.50～3.50％、N：0.045～0.250％、Al：0.0001～0.0300％、V：0～0.50％、Nb：0～0.50％、Ti：0～0.30％、B：0～0.010％、余量Fe和不可避免的杂质，具有由下述(1)式规定的Md₃₀值为50.0以下、由下述(2)式规定的δ₁₂₃₀值为8.0以下的钢组成，金相组织中观察的氧化物系夹杂物的平均组成以Al₂O₃、SiO₂和MnO的质量比例换算计为Al₂O₃：30质量％以下、SiO₂：60质量％以下、MnO：15质量％以上，且满足下述(3)式，

Md₃₀＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr…(1)

δ₁₂₃₀＝-101.5-78.6C+3.1Si+0.4Mn-2.4Ni+7.7Cr-1.5Cu-51.4N…(2)

MnO≥-3SiO₂+110…(3)

此处，在(1)式和(2)式的元素符号的位置代入钢组成中的该元素的质量％值，在(3)式的MnO和SiO₂的位置分别代入上述氧化物系夹杂物的平均组成中的MnO和SiO₂的换算质量％值。

在上述钢成分元素中，V、Nb、Ti、B为任意添加元素。钢成分元素的Al的含量为总的Al含量。所谓“Al₂O₃、SiO₂和MnO的质量比例换算”，是指将氧化物系夹杂物的Al、Si和Mn的含有率分别换算为Al₂O₃、SiO₂和MnO的单独氧化物的质量比例。

作为适合于金属密封垫的加工基材的钢板，可举出来自上述热轧钢板的奥氏体系不锈钢冷轧钢板。该奥氏体系不锈钢冷轧钢板的板面(轧制面)的维氏硬度例如被调整为400～500HV。其板厚可设定为例如0.05～0.5mm，也可以控制为0.1～0.3mm。

另外，在本发明中，提供一种金属密封垫，其为对上述的冷轧钢板进行成形而得到的金属密封垫，具有通过压制(冲压)成形而得到的凸缘，将凸缘头顶部按压在接触配合部件上来使用。在凸缘成形后，根据需要例如可在100～500℃下实施时效处理。“凸缘头顶部”是指与接触配合部件相接触的凸缘凸部的最高部。

发明效果

根据本发明，由于将材料中存在的氧化物系夹杂物低熔点化·软质化，因此在热轧时及其后的冷轧时，氧化物系夹杂物追随钢基体(基质)的变形在轧制方向伸展，避免在薄壁化了的冷轧钢板中以粗大粒子的形态残留。因此，显着改善了以氧化物系夹杂物为起点的加工性、耐疲劳特性的下降。以往，氧化物系夹杂物因热轧而以某种程度被截断，由此产生的粗大粒子接近轧制方向地分布，因此使得弯曲棱线成为轧制方向那样的弯曲加工性、耐疲劳特性恶化，这成为使加工性、耐疲劳特性产生各向异性的主要原因。根据本发明的冷轧钢板减轻了这样的各向异性，在实施凸缘成形后可获得尺寸精度高的的密封垫。另外，即使在使用密封垫时，由于耐疲劳特性的各向异性小，因此施加在凸缘头顶部的接触面压也维持均匀。其结果，实现了耐泄露性优异的金属密封垫。而且，由于本发明的冷轧钢板耐高温软化特性优异，因此对于高温下使用的金属密封垫的用途是非常有用的。

附图说明

图1是示出Al₂O₃、SiO₂、MnO三元系氧化物组成与氧化物系夹杂物的伸展性的关系的图。

图2是在L截面观察的氧化物系夹杂物的光学显微镜照片。

图3是示意性地示出在疲劳试样的凸缘部附近的形状的图。

图4是关于调质轧制后实施了120小时的加热试验的材料例示了加热温度和硬度的关系的曲线图。

具体实施方式

[氧化物系夹杂物]

钢中存在的夹杂物大致分为高延伸性类型和难变形性类型。前者主要是硫化物系、后者主要是氧化物系。其中，难变形性类型的氧化物系夹杂物在冷轧时也难以伸展，作为粗大的粒子残留于钢板中。粗大的氧化物系夹杂物的粒子成为使加工性、耐疲劳特性恶化的主要原因。通常，在炼钢阶段，进行旨在降低夹杂物的量(高洁净度化)、小径化的精炼、铸造。但是，过度的高洁净度化使炼钢工序的负荷增大，招致产品成本的增大。因此，在本发明中，作为在一般的洁净度水平的奥氏体系不锈钢熔炼中可实现的技术，采用了尽量使氧化物系夹杂物低熔点化·软质化的方法。

氧化物系夹杂物实际上可认为是以Al、Si、Mn为主要成分的复合氧化物。根据发明人的详细研究可知，在将氧化物系夹杂物的Al、Si、Mn的含量以换算为Al₂O₃、SiO₂、MnO的单独氧化物的组成表示时，为了赋予氧化物系夹杂物伸展性，可对有效的夹杂物组成范围进行特别规定。其组成范围与Al₂O₃、SiO₂、MnO三元系氧化物平衡相图中成为熔点比较低的组成的范围大致一致。

在图1中示出Al₂O₃、SiO₂、MnO三元系氧化物组成与氧化物系夹杂物的伸展性的关系。图中的曲线表示对于多数不锈钢，以一定的基准对与冷轧钢板的轧制方向和板厚方向平行的截面(L截面)中的该氧化物系夹杂物的伸展状态进行评价的结果。具体来说，将各氧化物系夹杂物粒子因冷轧被破碎从而明显在轧制方向伸长的情况以●标记(有伸展性)表示。各曲线的坐标表示将氧化物系夹杂物的Al、Si和Mn的含有率分别换算为Al₂O₃、SiO₂和MnO质量比例时的“氧化物系夹杂物的平均组成”。该换算平均组成为Al₂O₃:30质量％以下、SiO₂：60质量以下、MnO：15质量％以上，且在满足下述(3)式的区域(图1中粗框表示)中氧化物系夹杂物具有伸展性。

MnO≥－3SiO₂+110…(3)

如后述的实施例所示，当氧化物系夹杂物的组成处于该区域时，弯曲加工性、耐疲劳特性的各向异性显著改善，可得到适用于特别是要求高性能的金属密封垫的基材钢板。

氧化物系夹杂物的组成可主要根据钢组成和炼钢条件来控制。特别是，在钢组成中充分确保Mn含量、限制Al含量等是有效的。此外，使炼钢中的脱氧为Si脱氧而不是Al脱氧是非常有效的。

图2中列示在以40％的压下率对热轧退火钢板实施冷轧、使板厚成为0.8mm阶段的L截面上观察到的氧化物系夹杂物的光学显微镜照片。图2(a)是后述的比较例No.22，图2(b)是后述的发明例No.1的例子。通常，可在奥氏体系不锈钢钢板中观察到的氧化物系夹杂物是硬质的，如(a)那样，即使通过冷轧也不太会被破碎而存在于钢板中。厚板变得越薄，板厚中所占的夹杂物粒子的直径的比例越增加，越易于成为阻碍加工性、耐疲劳特性的主要原因。另一方面，根据本发明的奥氏体系不锈钢板的氧化物系夹杂物的组成被调整到软质的范围，如(b)那样，通过轧制而被破碎，追随钢基体的金属流(メタルフロー)而在轧制方向伸展。随着板厚的减小，氧化物系夹杂物的伸展度也增大，对弯曲加工性、耐疲劳特性的不良影响变得非常小。在实施凸缘压制成形的金属密封垫的用途中，希望在供给成形的钢板的L截面的观察中，氧化物系夹杂物在板厚方向的最大直径为5.0μm以下，更优选为3.0μm以下。另外，其板厚方向的最大直径伸展至板厚的1.0％以下是更有效的。

[钢组成]

对作为本发明对象的钢板的化学组成(钢组成)进行说明。以下，若无特别说明，钢组成中的“％”是指“质量％”。

C是奥氏体生成元素，是对奥氏体相和加工诱发马氏体相的强化有效的元素。如果C含量太少，则上述的强化作用得不到充分发挥。根据各种研究的结果，需要将C含量设为0.030％以上，更优选设为0.060％以上。也可控制为超过0.100％的C含量。但是，含有过量的C在冷却过程中容易招致Cr系碳化物的晶界析出，成为耐腐蚀性降低的主要原因。在0.300％以下的范围内调整C含量。

Si在炼钢时作为脱氧剂而添加。根据发明人的研究，在将氧化物系夹杂物的组成控制在软质的区域的基础上，利用Si的脱氧是非常有效的。需要将Si添加至Si含量为0.30％以上。另外，Si使奥氏体相和加工诱发马氏体相硬质化的作用大，该硬质化作用对于密封垫的高强度化是有效的。但是，过度的硬质化成为加工性、韧性降低的主要原因。Si含量被限制在3.20％以下的范围，也可控制在3.00％以下。

Mn是奥氏体生成元素，同时也是实现氧化物系夹杂物的软质化的重要元素。另外，可知在提高了Mn含量时，可享有通过充分确保N含量而带来的耐高温软化特性的提高效果。推测这是起因于如下而产生的效果：在Mn含量高的情况下，因冷加工后的加热而在刃状位错的端部(刃的部分)聚集了的C、N中，直至高温N都容易持续发挥固定位错的作用。也就是说，认为通过Mn和N的复合作用，“应变时效”的组织状态即使通过高温加热也不易崩溃。这例如从以下得到肯定：后述实施例中的比较例No.22(Mn含量低、N含量高)中，耐高温软化特性低，但各本发明例(Mn含量、N含量都非常高)中，耐高温软化特性得到改善。

根据发明人的详细研究的结果，为了充分减轻加工性、耐疲劳特性的各向异性、从而实现高性能的密封垫，确保0.90％以上的Mn含量是非常有效的。当Mn含量低于0.90％时，难以将氧化物系夹杂物的组成控制在上述的规定范围，不能稳定地得到各向异性小的密封垫。另外，在提高耐高温软化特性方面也变得不利。也可将Mn含量控制在超过1.00％的范围。但是，如果Mn含量增多，则炼钢中的负担增大，另外根据用途而招致耐腐蚀性不足。各种研究的结果，Mn含量被允许直至17.00％，优选设为8.00％以下，也可以控制在5.00％以下的范围。

Ni是奥氏体生成元素，在本发明中将Ni含量设为1.00％以上。如果Ni含量低于1.00％，则在退火后的状态下难以进行为了得到奥氏体单相组织的成分调整。在本发明中，由于如上所述那样含有Mn，由此能够节约Ni含量。Ni含量可设定为8.00％以下的范围。

Cr是在赋予作为不锈钢而需要的耐腐蚀性方面必须的元素。在金属密封垫的用途中，希望确保14.00％以上的Cr含量。但是，由于Cr是铁素体生成元素，因此如果Cr含量增大，则退火后形成奥氏体单相组织所需要的奥氏体生成元素的量也增大，成为招致钢材成本上升的主要原因。各种研究的结果，优选将Cr含量设为19.00％以下的范围。

Cu是奥氏体生成元素，认为与Mn同样对耐高温软化特性的提高也是有效的。在本发明中，以Cu含量为0.50％以上的钢为对象。但是，如果使Mn和Cu同时增加，则在热轧前的加热中容易析出Cu－Mn相，成为招致热轧中的裂纹的主要原因。为了防止热裂纹，如后述那样将(2)式的δ₁₂₃₀值限制在一定以下是有效的，但除此之外，必须将Cu含量限制在3.50％以下。

N是奥氏体生成元素，与C同样对奥氏体相和加工诱发马氏体相的强化是有效的。另外，为了充分获得被认为是如上那样与Mn的复合效果的耐高温软化特性的提高效果，N的添加也是重要的。各种研究的结果，将N含量设为0.045％以上。如果N含量小于0.045％，则特别是难以稳定提高耐高温软化特性。将N含量设为0.085％以上是更有效的。过量含有N在退火后的冷却过程中形成氮化物，成为耐腐蚀性、耐疲劳特性降低的主要原因。N含量被限制在0.250％以下。

Al是具有强的脱氧作用的元素。但是，根据发明人的研究可知，进行如下的精炼容易将氧化物系夹杂物的组成控制在上述范围，即，以Si脱氧为主而不是Al单独脱氧，且以钢中的总的Al含量成为0.0001％以上的方式来含有Al。如果Al含量增大，则有时给韧性带来不良影响。钢中的总的Al含量被限制在0.0300％以下。

V、Nb、Ti、B是在改善制造性、强度、耐疲劳特性等方面有效的元素。可根据需要添加这些元素中的一种以上。将V设为0.50％以下的含量范围，将Nb设为0.50％以下的含量范围，将Ti设为0.30％以下的含量范围，将B设为0.020％以下的含量范围。更有效的含量范围是V：0.01～0.50％、Nb：0.01～0.50％、Ti：0.01～0.30％、B：0.0005～0.020％。

调整各元素含量使得由以下述(1)式规定的Md₃₀值为50.0以下。

Md₃₀＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr…(1)

此处，在(1)式的元素符号的位置代入该元素的质量％的值。Md₃₀是作为在对单相奥氏体给予30％的拉伸应变时，组织的50％相变为马氏体的温度(℃)而定义的奥氏体稳定度的指标。在本发明中，以Md₃₀值成为50.0以下的方式使各元素的含量平衡，不过度诱发加工诱发马氏体相。

调整各元素含量使得由以下(2)式规定的δ₁₂₃₀值成为8.0以下。

δ₁₂₃₀＝-101.5-78.6C+3.1Si+0.4Mn-2.4Ni+7.7Cr-1.5Cu-51.4N…(2)

此处，在(2)式的元素符号的位置代入该元素的质量％的值。δ₁₂₃₀是表示对通过连续铸造而得到的铸片进行1230℃×120min的加热后的铸片截面中央部的δ铁素体相的量(体积％)的指标。根据发明人的研究，若奥氏体系不锈钢中使Mn含量和Cu含量同时增大，则在热轧前的铸片加热时，容易析出Cu-Mn相，成为热轧时产生裂纹的主要原因。Cu-Mn相对热轧裂纹的影响与δ铁素体相的存在量有关，在如本发明对象钢这样使Mn和Cu的合计含量成为1.4质量％以上的钢种中，通过将δ₁₂₃₀值调整为8.0以下能够显著防止热轧裂纹。

另外，该δ₁₂₃₀是对于Mn和Cu的合计含量为1.4质量％以上的种类的奥氏体系钢种，导出稳定地防止应用了奥氏体系不锈钢的一般热轧条件(铸片加热温度：1100～1350℃)时的热轧裂纹的方法的指标，不意味着应使热轧前的铸片加热温度为1230℃。

[制造方法]

以下例示代表性的制造方法。通过通常的不锈钢炼钢设备将调整为上述化学成分的钢熔炼，得到铸片。不需要为了高洁净度化的特殊处理。但是，对于脱氧方法，希望设为Si脱氧而不是Al单独脱氧。更有效的是，还并用Al添加。与通常的奥氏体系不锈钢的制造同样地对铸片进行热轧，得到热轧钢板。热轧前的铸片加热温度可设为1100～1350℃的范围。热轧钢板中存在的氧化物系夹杂物处于上述的组成范围，被软质化。

对热轧钢板实施退火后，实施冷轧来减小板厚。根据需要在冷轧的途中实施中间退火。被软质化的氧化物系夹杂物由于冷轧中的压下而破碎，追随钢基体的金属流而在轧制方向伸展。可在实施最终退火后实施调质轧制，形成最终产品的板厚。该板厚例如为0.05～0.5mm。这样操作可得到来自上述热轧钢板的冷轧钢板。予以说明，上述各工程的退火后，通常进行酸洗。

得到的冷轧钢板消除了起因于粗大的氧化物系夹杂物在轧制方向连续存在的以往材料中的各向异性的问题，适于以金属密封垫为首的各种压制加工用途。在制造金属密封垫的过程中，通过凸缘压制成形而形成一定高度的凸缘。对得到的压制加工品，可根据需要在100～500℃进行时效处理。通过该时效处理，可得到上述的“应变时效”的效果，材料被高强度化。即使在没有进行时效处理的情况下，在作为金属密封垫的使用中，当材料升温至高温时也可得到应变时效的效果。根据本发明的金属密封垫如上所述改善了耐高温软化特性，因此不易发生高温用途中的强度降低，结合耐疲劳特性的各向异性降低效果，发挥了优异的耐久性。

实施例

熔炼表1所示化学组成的钢，得到了铸片。对于脱氧来说，本发明的对象钢全都设为Si脱氧。在1100～1350℃×120min对铸片进行加热后，从炉中取出，施行热轧得到板厚3.0mm的热轧钢板。

表1

下线：本发明规定范围之外

[氧化物系夹杂物的组成分析]

对从各热轧钢板切出的与试样的轧制方向和板厚方向平行的截面(L截面)进行SEM观察，从L截面内存在的氧化物系夹杂物的粒子中随机选择30个粒子，通过EDX(能量色散型X射线分析)进行组成分析。分别将各夹杂物的Al、Si和Mn的含有率换算为单独氧化物Al₂O₃、SiO₂及MnO的质量的比例，通过将该质量比例的值对30个氧化物系夹杂物求平均，求得该钢板中的氧化物系夹杂物的平均组成。

接着，在对各热轧钢板实施1100℃×均热60sec的热处理后，通过冷轧减小板厚。在冷轧的途中于900～1100℃的范围插入一次或多次均匀热60sec的中间退火，设定调质压下率进行调质轧制，使得在最终板厚0.2mm的情况下，板面(轧制面)的硬度成为430～460HV，得到板厚0.2mm的冷轧钢板。将这样操作得到的调质轧制精加工的冷轧钢板作为供试材料供给以下的试验。

[硬度]

对供试材料的板面(轧制面)测定了维氏硬度。

[弯曲加工性]

根据JIS Z 2248：2006的V块法，对于作为调质轧制精加工的冷轧钢板的供试材料进行弯曲试验。将试样的纵向方向成为与轧制平行的方向表示为L方向，将与轧制成直角的方向表示为C方向。在L方向的弯曲试样中，弯曲棱线成为与轧制成直角的方向，在C方向的弯曲试样中，弯曲棱线成为与轧制平行的方向。将弯曲部外侧不产生裂伤等缺陷的最小弯曲半径R与板厚t的比设为“弯曲极限R/t”。以试验数n＝3进行弯曲试验，将3次中最坏的结果作为该试验中的成绩采用。L方向、C方向弯曲极限R/t都为1.5以下、且[C方向的弯曲极限R/t值]/[L方向弯曲极限R/t值]的比为1.3以下的试样，可评价为作为供给凸缘压制成形的金属密封垫用基材钢板具有良好的弯曲加工性。

[耐疲劳特性]

从供试材料分别采取纵向方向为L方向和C方向的长方形试样(宽8mm)，进行凸缘压制成形，加工为具有图3(a)、(b)所示形状的“初始凸缘”的试样。初始凸缘的槽宽为约3mm，初始凸缘的高度为约0.4mm。对该初始凸缘部施加相当于金属密封垫的初始紧固的压缩，制成了具有如图3(c)所示那样残留凸缘高度为约0.1mm的模拟凸缘的试样。予以说明，图3(b)、(c)中示意性示出的截面形状夸张地描绘了板厚方向的尺寸。使用该疲劳试样，进行对模拟凸缘部赋予交变应力(両振り応力)的疲劳试验，求出重复数10⁷次的疲劳极限(疲劳限度，N/mm²)。L方向、C方向的疲劳极限都为300N/mm²以上、且L方向和C方向的疲劳极限的差为30N/mm²以下的试样可评价为在具有凸缘压制成形部的金属密封垫中呈现优异的耐疲劳特性。

[耐高温软化特性]

对调质轧制状态的各供试材料，在300～800℃的范围内每100℃的各温度下实施保持120小时的加热处理，测定加热处理后的板面(轧制面)的硬度。图4中例示对于一部分供试材料的测定结果。图4(a)是比较例No.23，图4(b)是本发明例No.1(No.记载于表2中)。在加热时间120小时的条件下都可观察到300℃、400℃的加热温度下应变时效引起的硬度上升。当加热温度为高温时，材料软化。与600℃以上的高温区域下的软化行为相比，在本发明例No.1中，软化得到显著抑制，在800℃×120小时的加热中也维持了350HV左右的硬度，耐高温软化特性显著地改善。在该加热试验中，对于调质轧制材料的硬度H₀(HV),若硬度降低至2/3的加热温度、即成为2/3H₀(HV)的加热温度为800℃以上，则可判断为作为经凸缘成形的金属密封垫具有优异的耐高温软化特性。因此，在此通过成为2/3H₀的温度评价了耐高温氧化特性。

表2中示出了这些结果。予以说明，表2中记载的“最终退火”是指在调质轧制之前进行的最后退火。

表2

如从表2可知的那样，本发明例的试样的氧化物系夹杂物的组成处于上述软质的范围，弯曲加工性及耐疲劳特性的各向异性小，具有适合于金属密封垫的良好特性。当对这些供试材料(冷轧退火钢板)的L截面调查时发现，氧化物系夹杂物由于轧制而被破碎从而在轧制方向伸展，板厚方向的最大直径为2μm以下。另外，本发明例的试样的耐高温软化特性也良好。

与此相对，比较例No.21～24由于夹杂物的组成都位于软质的区域之外，因此弯曲加工性及疲劳特性的各向异性大。No.22由于Mn含量低，因此尽管充分确保了N含量，耐高温软化特性仍然差。No.23由于N含量低，另外No.24由于Mn含量及N含量低，因此这些钢板的耐高温软化特性也差。No.25由于C含量低，因此为了高强度化所需要的调质压下率变高，各向异性差。No.26由于δ₁₂₃₀值过高，因此因热轧而产生了裂纹。

接着，介绍对于脱氧方法对夹杂物的组成的影响进行了调查的实验例。如上所述，表1中示出的本发明对象钢将炼钢工序中的脱氧设为“Si脱氧”。另外，作为比较钢的钢R也设为“Si脱氧”。因此，以成为与表1的钢D及钢R(均是Si脱氧)同样的钢组成的方式利用“Al脱氧”分别熔炼钢D-1和R-1，用与上述相同的方法调查夹杂物的组成。其结果示于表3。

表3

如表3所例示的那样，可知即使在熔炼同样的钢组成的钢的情况下，夹杂物的组因脱氧方法的不同而发生很大变化。为了得到本发明规定的软质组成的夹杂物，与Al脱氧相比Si脱氧更有利。

Claims (6)

1.金属密封垫用奥氏体系不锈钢冷轧钢板，其来自于以下的奥氏体系不锈钢热轧钢板，该奥氏体系不锈钢热轧钢板以质量％计，包含C：0.030～0.300％、Si：0.30～3.20％、Mn：大于2.00％且小于等于17.00％、Ni：1.00～8.00％、Cr：14.00～19.00％、Cu：0.50～3.50％、N：0.045～0.250％、Al：0.0001～0.0300％、V：0～0.50％、Nb：0～0.50％、Ti：0～0.30％、B：0～0.010％、余量Fe和不可避免的杂质，具有由下述(1)式规定的Md₃₀值为50.0以下、由下述(2)式规定的δ₁₂₃₀值为8.0以下的钢组成，金相组织中观察的氧化物系夹杂物的平均组成以Al₂O₃、SiO₂和MnO的质量比例换算计为Al₂O₃：30质量％以下、SiO₂：60质量％以下、MnO：15质量％以上，且满足下述(3)式，

Md₃₀＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr…(1)

δ₁₂₃₀＝-101.5-78.6C+3.1Si+0.4Mn-2.4Ni+7.7Cr-1.5Cu-51.4N…(2)

MnO≥-3SiO₂+110…(3)

此处，在(1)式和(2)式的元素符号的位置代入钢组成中的该元素的质量％值，在(3)式的MnO和SiO₂的位置分别代入上述氧化物系夹杂物的平均组成中的MnO和SiO₂的换算质量％值，

其中，将该冷轧钢板的板面即轧制面的维氏硬度设为H₀HV时，实施保持120小时的加热处理后的板面的硬度降低至2/3H₀HV的加热温度为800℃以上。

2.根据权利要求1所述的金属密封垫用奥氏体系不锈钢冷轧钢板，其板面即轧制面的维氏硬度为400～460HV。

3.根据权利要求1所述的金属密封垫用奥氏体系不锈钢冷轧钢板，其板厚为0.05～0.5mm。

4.根据权利要求1所述的金属密封垫用奥氏体不锈钢冷轧钢板，其板面即轧制面的维氏硬度为400～460HV，板厚为0.05～0.5mm。

5.金属密封垫，其为对权利要求1至4中任一项所述的冷轧钢板进行成形而得到的金属密封垫，具有通过压制成形而得到的凸缘，将凸缘头顶部按压在接触配合部件上来使用。

6.金属密封垫，其为对权利要求1至4中任一项所述的冷轧钢板进行成形后、在100～500℃下进行时效处理而得到的金属密封垫，具有通过压制成形而得到的凸缘，将凸缘头顶部按压在接触配合部件上来使用。