JP2002332543A - 疲労特性及び耐高温ヘタリ性に優れたメタルガスケット用高強度ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
疲労特性及び耐高温ヘタリ性に優れたメタルガスケット用高強度ステンレス鋼及びその製造方法Info
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- JP2002332543A JP2002332543A JP2001172379A JP2001172379A JP2002332543A JP 2002332543 A JP2002332543 A JP 2002332543A JP 2001172379 A JP2001172379 A JP 2001172379A JP 2001172379 A JP2001172379 A JP 2001172379A JP 2002332543 A JP2002332543 A JP 2002332543A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 疲労特性及び耐ヘタリ性に優れたシリンダヘ
ッドガスケットやエキゾーストマニホールドガスケット
等のメタルガスケット用高強度ステンレス鋼帯を提供す
る。 【構成】 このステンレス鋼帯は、Ｃ：０．０１〜０．
１５％，Ｓｉ：０．３〜１．０％，Ｃｒ：１０．０〜２
０．２％，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕの１種又は２種以上：合計
で０．３〜５．０％，Ｂ：０〜０．０１５％，Ｍｏ：０
〜１．０％を含み、Ｃ＋Ｎ／２＝０．０３〜０．１５
％，γmax＝２０〜９５，（Ｃ＋Ｎ／２）×γmax≧３．
０を満足する組成及び５体積％以上のフェライトを含む
フェライト＋マルテンサイトの二相組織をもつ。冷延鋼
帯を連続焼鈍炉に導入し、フェライト＋オーステナイト
の二相域となる温度９５０〜１１００℃に加熱した後で
冷却する仕上げ複相化焼鈍を施すことにより製造され
る。 γmax＝(420C＋470N＋23Ni＋7Mn＋9Cu) −(11.5Cr＋11.5Si＋12Mo＋49Ti＋52Al) +189・・・・（１）
ッドガスケットやエキゾーストマニホールドガスケット
等のメタルガスケット用高強度ステンレス鋼帯を提供す
る。 【構成】 このステンレス鋼帯は、Ｃ：０．０１〜０．
１５％，Ｓｉ：０．３〜１．０％，Ｃｒ：１０．０〜２
０．２％，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕの１種又は２種以上：合計
で０．３〜５．０％，Ｂ：０〜０．０１５％，Ｍｏ：０
〜１．０％を含み、Ｃ＋Ｎ／２＝０．０３〜０．１５
％，γmax＝２０〜９５，（Ｃ＋Ｎ／２）×γmax≧３．
０を満足する組成及び５体積％以上のフェライトを含む
フェライト＋マルテンサイトの二相組織をもつ。冷延鋼
帯を連続焼鈍炉に導入し、フェライト＋オーステナイト
の二相域となる温度９５０〜１１００℃に加熱した後で
冷却する仕上げ複相化焼鈍を施すことにより製造され
る。 γmax＝(420C＋470N＋23Ni＋7Mn＋9Cu) −(11.5Cr＋11.5Si＋12Mo＋49Ti＋52Al) +189・・・・（１）
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、疲労特性及び耐ヘタリ
性に優れたメタルガスケット用高強度複相ステンレス鋼
帯及びその製造方法に関する。
性に優れたメタルガスケット用高強度複相ステンレス鋼
帯及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車やオートバイに搭載されるエンジ
ン等の温度上昇する部分にはアスベストを始めとするガ
スケットが従来から使用されてきたが、エンジンの高性
能化やノンアスベストの法規制化に伴ってメタルガスケ
ットが使用されるようになった。この種のガスケットで
は、接合面の気密性を維持する特性が要求される。たと
えば、エンジンのシリンダヘッドガスケット部やエキゾ
ーストマニホールドガスケット部では、エンジン特有の
高温・高圧及び高振動下で温度変化及び圧力変化が繰り
返される。
ン等の温度上昇する部分にはアスベストを始めとするガ
スケットが従来から使用されてきたが、エンジンの高性
能化やノンアスベストの法規制化に伴ってメタルガスケ
ットが使用されるようになった。この種のガスケットで
は、接合面の気密性を維持する特性が要求される。たと
えば、エンジンのシリンダヘッドガスケット部やエキゾ
ーストマニホールドガスケット部では、エンジン特有の
高温・高圧及び高振動下で温度変化及び圧力変化が繰り
返される。
【０００３】過酷な使用環境でシール機能を維持する上
では、疲労特性及び加工部の形状凍結性（耐ヘタリ性）
に優れていることが必要である。シリンダヘッドガスケ
ットでは特に圧縮時に高圧が加わり、エキゾーストマニ
ホールドガスケットでは使用時により高温状態になり、
ガスシール性を高めるために高面圧を必要とする。そこ
で、冷間圧延で加工誘起マルテンサイトを生成させるこ
と等により高強度が得られる加工硬化型の準安定オース
テナイト系であるＳＵＳ３０１系が主としてメタルガス
ケット用材料に使用されている。
では、疲労特性及び加工部の形状凍結性（耐ヘタリ性）
に優れていることが必要である。シリンダヘッドガスケ
ットでは特に圧縮時に高圧が加わり、エキゾーストマニ
ホールドガスケットでは使用時により高温状態になり、
ガスシール性を高めるために高面圧を必要とする。そこ
で、冷間圧延で加工誘起マルテンサイトを生成させるこ
と等により高強度が得られる加工硬化型の準安定オース
テナイト系であるＳＵＳ３０１系が主としてメタルガス
ケット用材料に使用されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ＳＵＳ３０１系鋼材で
高強度を得るためには、強度の冷間圧延を施す必要があ
る。強度の冷間圧延は、靭性不足により疲労特性を低下
させ、オーステナイトの残存に起因して高圧付加時に成
形部分での形状変化が生じやすくする。特にガスケット
として使用される用途では、ビード肩Ｒ部に発生するミ
クロクラックにより必要な気密性が得られない虞があ
る。
高強度を得るためには、強度の冷間圧延を施す必要があ
る。強度の冷間圧延は、靭性不足により疲労特性を低下
させ、オーステナイトの残存に起因して高圧付加時に成
形部分での形状変化が生じやすくする。特にガスケット
として使用される用途では、ビード肩Ｒ部に発生するミ
クロクラックにより必要な気密性が得られない虞があ
る。
【０００５】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、フェライト＋マルテンサイトの複
相組織にすることにより、製造性低下や製造コストの上
昇を招くことなく、疲労特性及び耐ヘタリ性を改善し、
シリンダーガスケットやエキゾーストマニホールドなど
の耐熱ガスケット等のメタルガスケットに好適なステン
レス鋼帯を提供することを目的とする。
出されたものであり、フェライト＋マルテンサイトの複
相組織にすることにより、製造性低下や製造コストの上
昇を招くことなく、疲労特性及び耐ヘタリ性を改善し、
シリンダーガスケットやエキゾーストマニホールドなど
の耐熱ガスケット等のメタルガスケットに好適なステン
レス鋼帯を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明のメタルガスケッ
ト用高強度複相ステンレス鋼帯は、その目的を達成する
ため、Ｃ：０．０１〜０．１５質量％，Ｓｉ：０．３〜
１．０質量％，Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％，Ｎ
ｉ，Ｍｎ，Ｃｕの１種又は２種以上：合計で０．３〜
５．０質量％，Ｂ：０〜０．０１５質量％，Ｍｏ：０〜
１．０質量％を含み、残部が実質的にＦｅで、Ｃ＋Ｎ／
２＝０．０３〜０．１５質量％，γmax＝２０〜９５，
（Ｃ＋Ｎ／２）×γmax≧３．０を満足する組成及び５
体積％以上のフェライトを含むフェライト＋マルテンサ
イトの二相組織をもつことを特徴とする。 γmax＝(420C＋470N＋23Ni＋7Mn＋9Cu) −(11.5Cr＋11.5Si＋12Mo＋49Ti＋52Al) +189・・・・（１）
ト用高強度複相ステンレス鋼帯は、その目的を達成する
ため、Ｃ：０．０１〜０．１５質量％，Ｓｉ：０．３〜
１．０質量％，Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％，Ｎ
ｉ，Ｍｎ，Ｃｕの１種又は２種以上：合計で０．３〜
５．０質量％，Ｂ：０〜０．０１５質量％，Ｍｏ：０〜
１．０質量％を含み、残部が実質的にＦｅで、Ｃ＋Ｎ／
２＝０．０３〜０．１５質量％，γmax＝２０〜９５，
（Ｃ＋Ｎ／２）×γmax≧３．０を満足する組成及び５
体積％以上のフェライトを含むフェライト＋マルテンサ
イトの二相組織をもつことを特徴とする。 γmax＝(420C＋470N＋23Ni＋7Mn＋9Cu) −(11.5Cr＋11.5Si＋12Mo＋49Ti＋52Al) +189・・・・（１）
【０００７】このメタルガスケット用高強度複相ステン
レス鋼帯は、所定組成の冷延鋼帯を連続焼鈍炉に導入
し、フェライト＋オーステナイトの二相域となる温度９
５０〜１１００℃に加熱した後で冷却する仕上げ複相化
焼鈍を施し、５体積％以上のフェライトを含むフェライ
ト＋マルテンサイトの二相組織に調整することにより製
造される。仕上げ複相化焼鈍後には、圧延率３０％以下
の冷間圧延，３００〜６５０℃の時効処理，或いは圧延
率８０％以下の冷間圧延に続けて３００〜６５０℃の時
効処理を施すことができる。
レス鋼帯は、所定組成の冷延鋼帯を連続焼鈍炉に導入
し、フェライト＋オーステナイトの二相域となる温度９
５０〜１１００℃に加熱した後で冷却する仕上げ複相化
焼鈍を施し、５体積％以上のフェライトを含むフェライ
ト＋マルテンサイトの二相組織に調整することにより製
造される。仕上げ複相化焼鈍後には、圧延率３０％以下
の冷間圧延，３００〜６５０℃の時効処理，或いは圧延
率８０％以下の冷間圧延に続けて３００〜６５０℃の時
効処理を施すことができる。
【０００８】
【作用】本発明者等は、過酷な使用環境に曝されるメタ
ルガスケットの要求特性とステンレス鋼板の物性との関
係を種々調査検討した結果、強度の冷間圧延が必要な加
工誘起マルテンサイト＋オーステナイトの準安定オース
テナイト系ステンレス鋼よりも、５％以上のフェライト
を含むフェライト＋マルテンサイトの２相微細組織が有
効であることを見出した。フェライト相が５％以上存在
すると、高温域でオーステナイト粒が微細化し、その後
の冷却過程で生成するマルテンサイト内部組織が微細に
なり、結果として疲労特性が向上する。
ルガスケットの要求特性とステンレス鋼板の物性との関
係を種々調査検討した結果、強度の冷間圧延が必要な加
工誘起マルテンサイト＋オーステナイトの準安定オース
テナイト系ステンレス鋼よりも、５％以上のフェライト
を含むフェライト＋マルテンサイトの２相微細組織が有
効であることを見出した。フェライト相が５％以上存在
すると、高温域でオーステナイト粒が微細化し、その後
の冷却過程で生成するマルテンサイト内部組織が微細に
なり、結果として疲労特性が向上する。
【０００９】高温域で生成したオーステナイトを冷却過
程でマルテンサイトに変態させることによって高強度が
得られる。このとき、仮に冷却でオーステナイトが残留
すると、オーステナイトの安定化現象が生じ、後続する
工程で冷間圧延してもマルテンサイト変態しにくくな
り、十分な強度が得られず、メタルガスケットとしての
要求特性が十分に満足されない。そこで、本発明におい
ては、フェライト＋オーステナイトの二相温度域に加熱
したときにオーステナイトになった部分が室温までの冷
却過程で全てマルテンサイトに変態する合金設計を採用
した。また、複相化焼鈍，時効処理及び冷間圧延の条件
を管理するとき、高強度化及び耐ヘタリ性が更に向上す
る。
程でマルテンサイトに変態させることによって高強度が
得られる。このとき、仮に冷却でオーステナイトが残留
すると、オーステナイトの安定化現象が生じ、後続する
工程で冷間圧延してもマルテンサイト変態しにくくな
り、十分な強度が得られず、メタルガスケットとしての
要求特性が十分に満足されない。そこで、本発明におい
ては、フェライト＋オーステナイトの二相温度域に加熱
したときにオーステナイトになった部分が室温までの冷
却過程で全てマルテンサイトに変態する合金設計を採用
した。また、複相化焼鈍，時効処理及び冷間圧延の条件
を管理するとき、高強度化及び耐ヘタリ性が更に向上す
る。
【００１０】以下、本発明ステンレス鋼に含まれる合金
成分，含有量，製造条件等を説明する。Ｃ：０．０１〜０．１５質量％，Ｃ＋Ｎ／２＝０．０３
〜０．１５質量％ オーステナイト形成元素であり、フェライト相及びマル
テンサイト相の強化に有効な合金成分である。オーステ
ナイト化温度Ａｃ1点以上の高温域に加熱した鋼材が室
温まで冷却される過程で生成するマルテンサイト量をＣ
含有量によって調節でき、高強度化が図れると共に、強
度の調整に作用する。これらの作用は、０．０１質量％
以上のＣ含有量で顕著になる。しかし、０．１５質量％
を超える過剰量のＣが含まれると、複相化焼鈍後の冷却
過程や時効処理時にＣｒ系炭化物が粒界に析出し、耐粒
界腐食性及び疲労特性を低下させやすい。フェライト相
及びマルテンサイト相は、Ｃと同様にＮによっても強化
される。ただし、Ｃの硬化能はＮの２倍であるので、所
定強度を発現させるためＣ＋Ｎ／２を０．０３質量％以
上に設定した。また、耐粒界腐食性及び疲労特性に悪影
響を及ぼす炭窒化物が複相化焼鈍後の冷却過程で生成す
ることを防止するため、Ｃ＋Ｎ／２の上限を０．１５質
量％に設定した。
成分，含有量，製造条件等を説明する。Ｃ：０．０１〜０．１５質量％，Ｃ＋Ｎ／２＝０．０３
〜０．１５質量％ オーステナイト形成元素であり、フェライト相及びマル
テンサイト相の強化に有効な合金成分である。オーステ
ナイト化温度Ａｃ1点以上の高温域に加熱した鋼材が室
温まで冷却される過程で生成するマルテンサイト量をＣ
含有量によって調節でき、高強度化が図れると共に、強
度の調整に作用する。これらの作用は、０．０１質量％
以上のＣ含有量で顕著になる。しかし、０．１５質量％
を超える過剰量のＣが含まれると、複相化焼鈍後の冷却
過程や時効処理時にＣｒ系炭化物が粒界に析出し、耐粒
界腐食性及び疲労特性を低下させやすい。フェライト相
及びマルテンサイト相は、Ｃと同様にＮによっても強化
される。ただし、Ｃの硬化能はＮの２倍であるので、所
定強度を発現させるためＣ＋Ｎ／２を０．０３質量％以
上に設定した。また、耐粒界腐食性及び疲労特性に悪影
響を及ぼす炭窒化物が複相化焼鈍後の冷却過程で生成す
ることを防止するため、Ｃ＋Ｎ／２の上限を０．１５質
量％に設定した。
【００１１】Ｓｉ：０．３〜１．０質量％ 製鋼時に脱酸剤として添加される成分であるが、フェラ
イト相及びオーステナイト相に固溶し、マルテンサイト
相を硬質化すると共に、冷間加工後の強度向上に有効な
合金成分である。また、時効処理時には歪時効による時
効硬化能を大きくする。このように、Ｓｉは種々の効果
を奏するものの、過剰に含まれると高温割れを誘発しや
すく、製造上の問題が顕在化する。そこで、０．３〜
１．０質量％の範囲にＳｉ含有量を定めた。
イト相及びオーステナイト相に固溶し、マルテンサイト
相を硬質化すると共に、冷間加工後の強度向上に有効な
合金成分である。また、時効処理時には歪時効による時
効硬化能を大きくする。このように、Ｓｉは種々の効果
を奏するものの、過剰に含まれると高温割れを誘発しや
すく、製造上の問題が顕在化する。そこで、０．３〜
１．０質量％の範囲にＳｉ含有量を定めた。
【００１２】Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量％ ステンレス鋼として必要な耐食性を付与する上で必須の
合金成分であり、１０．０質量％以上のＣｒ含有量で耐
食性の向上が顕著になる。しかし、２０．０質量％を超
える過剰量のＣｒが含まれると靭性が低下する。また、
マルテンサイトを生成させて高強度を得るためにＣ，
Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ等のオーステナイト形成元素をＣ
ｒ含有量に応じて増量することが必要となり、鋼材コス
トの上昇を招くだけでなく、室温雰囲気においてもオー
ステナイト相を安定化させ、高強度が得られがたくな
る。
合金成分であり、１０．０質量％以上のＣｒ含有量で耐
食性の向上が顕著になる。しかし、２０．０質量％を超
える過剰量のＣｒが含まれると靭性が低下する。また、
マルテンサイトを生成させて高強度を得るためにＣ，
Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕ等のオーステナイト形成元素をＣ
ｒ含有量に応じて増量することが必要となり、鋼材コス
トの上昇を招くだけでなく、室温雰囲気においてもオー
ステナイト相を安定化させ、高強度が得られがたくな
る。
【００１３】Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕの１種又は２種以上：合
計で０．３〜５．０質量％ 何れもオーステナイト形成元素であり、高温でフェライ
ト＋オーステナイトの二相組織（室温でフェライト＋マ
ルテンサイト）を得るために添加される。Ｎｉ，Ｍｎ及
び／又はＣｕの含有量増加に応じてマルテンサイト量が
多くなり、高強度化される。このような作用は、Ｎｉ，
Ｍｎ，Ｃｕの１種又は２種以上を合計で０．３質量％以
上含ませたときに顕著になる。しかし、合計で５．０質
量％を超える過剰量を添加すると、高温で生成したオー
ステナイト相が安定化し、室温までの冷却過程でマルテ
ンサイト変態が十分に進行しない。その結果、オーステ
ナイト相のままで残留するものがあり、強度低下を引き
起こし、高面圧が加わった状態での形状変化が生じやす
くなる。
計で０．３〜５．０質量％ 何れもオーステナイト形成元素であり、高温でフェライ
ト＋オーステナイトの二相組織（室温でフェライト＋マ
ルテンサイト）を得るために添加される。Ｎｉ，Ｍｎ及
び／又はＣｕの含有量増加に応じてマルテンサイト量が
多くなり、高強度化される。このような作用は、Ｎｉ，
Ｍｎ，Ｃｕの１種又は２種以上を合計で０．３質量％以
上含ませたときに顕著になる。しかし、合計で５．０質
量％を超える過剰量を添加すると、高温で生成したオー
ステナイト相が安定化し、室温までの冷却過程でマルテ
ンサイト変態が十分に進行しない。その結果、オーステ
ナイト相のままで残留するものがあり、強度低下を引き
起こし、高面圧が加わった状態での形状変化が生じやす
くなる。
【００１４】Ｂ：０〜０．０１５質量％ 粒界偏析によって結晶粒界を強化する作用を呈する合金
成分であり、熱間圧延温度域でのフェライト相とオース
テナイト相との変形抵抗の差異に起因したエッジクラッ
クの発生を防止する。しかし、０．０１５質量％を超え
る過剰量のＢを添加すると、低融点硼化物が生成しやす
く、却って熱間加工性が低下する。なお、必要な熱延性
が成分調整で得られる場合、Ｂ添加を省略できる。Ｍｏ：０〜１．０質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性の向上
に寄与する。しかし、Ｍｏの過剰添加は熱間加工性の低
下や鋼材コストの上昇の原因となるので、Ｍｏを添加す
る場合には上限を１．０質量％とする。
成分であり、熱間圧延温度域でのフェライト相とオース
テナイト相との変形抵抗の差異に起因したエッジクラッ
クの発生を防止する。しかし、０．０１５質量％を超え
る過剰量のＢを添加すると、低融点硼化物が生成しやす
く、却って熱間加工性が低下する。なお、必要な熱延性
が成分調整で得られる場合、Ｂ添加を省略できる。Ｍｏ：０〜１．０質量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性の向上
に寄与する。しかし、Ｍｏの過剰添加は熱間加工性の低
下や鋼材コストの上昇の原因となるので、Ｍｏを添加す
る場合には上限を１．０質量％とする。
【００１５】γmax値：２０〜９５，（Ｃ＋Ｎ／２）×
γmax≧３．０ 前掲の式（１）で定義されるγmaxは、フェライト＋オ
ーステナイトの二相温度域に加熱されたときに生成する
オーステナイトの最大量に対応する指標である。高温域
で生成したオーステナイトは、複相化焼鈍後の冷却過程
でマルテンサイト変態する。変態により生じたマルテン
サイト量が多くなると、強度は上昇するが延性が低下す
る。メタルガスケットとしての用途ではビッカース硬度
２３０以上が必要であることから、γmax値の下限を２
０に設定した。他方、γmax値が高くなりすぎるとフェ
ライト＋マルテンサイトの二相組織に占めるフェライト
相の割合が５％を下回り、複相組織の微細化による疲労
特性の向上が期待できなくなるので、γmax値の上限を
９５に設定した。ステンレス鋼をメタルガスケットに使
用したときの耐ヘタリ性は、マルテンサイト中に過飽和
に固溶したＣ，Ｎ等の侵入型元素により変形に伴う転位
移動が規制されることから、マルテンサイト量及びＣ，
Ｎの固溶量が相乗的に影響する。本発明者等の調査・研
究によるとき、（Ｃ＋Ｎ／２）×γmaxを３．０以上に
すると耐ヘタリ性が向上し、メタルガスケットに必要な
形状凍結性が確保されることを解明した。
γmax≧３．０ 前掲の式（１）で定義されるγmaxは、フェライト＋オ
ーステナイトの二相温度域に加熱されたときに生成する
オーステナイトの最大量に対応する指標である。高温域
で生成したオーステナイトは、複相化焼鈍後の冷却過程
でマルテンサイト変態する。変態により生じたマルテン
サイト量が多くなると、強度は上昇するが延性が低下す
る。メタルガスケットとしての用途ではビッカース硬度
２３０以上が必要であることから、γmax値の下限を２
０に設定した。他方、γmax値が高くなりすぎるとフェ
ライト＋マルテンサイトの二相組織に占めるフェライト
相の割合が５％を下回り、複相組織の微細化による疲労
特性の向上が期待できなくなるので、γmax値の上限を
９５に設定した。ステンレス鋼をメタルガスケットに使
用したときの耐ヘタリ性は、マルテンサイト中に過飽和
に固溶したＣ，Ｎ等の侵入型元素により変形に伴う転位
移動が規制されることから、マルテンサイト量及びＣ，
Ｎの固溶量が相乗的に影響する。本発明者等の調査・研
究によるとき、（Ｃ＋Ｎ／２）×γmaxを３．０以上に
すると耐ヘタリ性が向上し、メタルガスケットに必要な
形状凍結性が確保されることを解明した。
【００１６】複相化焼鈍：９５０〜１１００℃ 本発明に従ったステンレス鋼帯は、連続熱処理炉に通板
され複相化焼鈍される。複相化焼鈍では、フェライト＋
オーステナイトの二相域に加熱し、冷却過程でオーステ
ナイトのマルテンサイト変態によりフェライト＋マルテ
ンサイトの二相微細混合組織を発現させる。このとき、
オーステナイト生成開始温度（Ａｃ1点）近傍の加熱温
度では、温度変化に対するオーステナイト量（換言する
と、マルテンサイト量）の変動が大きく、安定した強度
が得られがたくなる。本発明で規定した成分系では加熱
温度を９５０℃以上に設定することにより、このような
強度変動が実質的に抑制される。しかし、マルテンサイ
ト生成による硬度上昇効果は１１００℃で飽和し、１１
００℃を超える温度で加熱しても却って硬度が低下する
傾向を示し、製造コストの面でも不利になる。
され複相化焼鈍される。複相化焼鈍では、フェライト＋
オーステナイトの二相域に加熱し、冷却過程でオーステ
ナイトのマルテンサイト変態によりフェライト＋マルテ
ンサイトの二相微細混合組織を発現させる。このとき、
オーステナイト生成開始温度（Ａｃ1点）近傍の加熱温
度では、温度変化に対するオーステナイト量（換言する
と、マルテンサイト量）の変動が大きく、安定した強度
が得られがたくなる。本発明で規定した成分系では加熱
温度を９５０℃以上に設定することにより、このような
強度変動が実質的に抑制される。しかし、マルテンサイ
ト生成による硬度上昇効果は１１００℃で飽和し、１１
００℃を超える温度で加熱しても却って硬度が低下する
傾向を示し、製造コストの面でも不利になる。
【００１７】圧延率３０％以下又は８０％以下の冷間圧
延 メタルガスケットの耐ヘタリ性は、複相化焼鈍後の冷間
圧延，時効処理，冷間圧延＋時効処理によっても向上す
る。すなわち、冷間圧延で導入される歪や時効処理によ
る溶質原子への転位集積により、メタルガスケット使用
環境温度での転位の移動が抑制され、耐ヘタリ性が向上
する。冷間圧延率は、過度に大きくすると延性低下や材
質の異方性をもたらす原因となるので、時効処理を施さ
ない場合には３０％以下に設定する。時効処理が後続す
る冷間圧延では、冷間圧延により導入された歪が時効処
理で開放されるため、より高加工率まで許容できるので
圧延率の上限を８０％に設定した。
延 メタルガスケットの耐ヘタリ性は、複相化焼鈍後の冷間
圧延，時効処理，冷間圧延＋時効処理によっても向上す
る。すなわち、冷間圧延で導入される歪や時効処理によ
る溶質原子への転位集積により、メタルガスケット使用
環境温度での転位の移動が抑制され、耐ヘタリ性が向上
する。冷間圧延率は、過度に大きくすると延性低下や材
質の異方性をもたらす原因となるので、時効処理を施さ
ない場合には３０％以下に設定する。時効処理が後続す
る冷間圧延では、冷間圧延により導入された歪が時効処
理で開放されるため、より高加工率まで許容できるので
圧延率の上限を８０％に設定した。
【００１８】３００〜６５０℃の時効処理 時効処理は、複相化焼鈍でマトリックスに固溶した過飽
和状態のＣ，Ｎをクラスタ化し或いは炭窒化物として析
出させ、強度及び耐ヘタリ性を向上させる。時効処理
は、最終製品にビード加工した後で施すことが特性面か
ら好ましい。Ｃｒ系炭化物を析出させる上で時効処理温
度が３００℃以上に設定される。しかし、時効処理温度
が６５０℃を超えると、粒界及び粒内に過剰量のＣｒ系
炭化物が析出し、却って強度及び耐ヘタリ性が低下する
傾向が示される。特に粒界に析出するＣｒ系炭化物によ
る鋭敏化が生じ、耐食性が低下する。
和状態のＣ，Ｎをクラスタ化し或いは炭窒化物として析
出させ、強度及び耐ヘタリ性を向上させる。時効処理
は、最終製品にビード加工した後で施すことが特性面か
ら好ましい。Ｃｒ系炭化物を析出させる上で時効処理温
度が３００℃以上に設定される。しかし、時効処理温度
が６５０℃を超えると、粒界及び粒内に過剰量のＣｒ系
炭化物が析出し、却って強度及び耐ヘタリ性が低下する
傾向が示される。特に粒界に析出するＣｒ系炭化物によ
る鋭敏化が生じ、耐食性が低下する。
【００１９】
【実施例】表１に示す組成のステンレス鋼を真空溶解炉
で溶製し、鍛造及び熱延により板厚３．０ｍｍの熱延鋼
帯にした後、７８０℃×均熱８時間＋炉冷の熱処理を施
すことにより熱延焼鈍板を製造した。表１中、鋼種番号
１〜６が本発明鋼，鋼種番号７〜１０が比較鋼である。
なお、γmax値が１００を超える鋼種番号１０（ＳＵＳ
３０１に相当）では、（Ｃ＋Ｎ／２）×γmaxの指標を
省略した。
で溶製し、鍛造及び熱延により板厚３．０ｍｍの熱延鋼
帯にした後、７８０℃×均熱８時間＋炉冷の熱処理を施
すことにより熱延焼鈍板を製造した。表１中、鋼種番号
１〜６が本発明鋼，鋼種番号７〜１０が比較鋼である。
なお、γmax値が１００を超える鋼種番号１０（ＳＵＳ
３０１に相当）では、（Ｃ＋Ｎ／２）×γmaxの指標を
省略した。
【００２０】
【００２１】各熱延焼鈍板を酸洗した後、板厚０．８ｍ
ｍに冷間圧延し、７８０℃×均熱１分＋空冷の中間焼鈍
を経て酸洗し、再度冷間圧延した。次いで、表２の条件
で連続複相化焼鈍，調質圧延及び連続時効を施し、最終
板厚０．２ｍｍのステンレス鋼帯を得た。なお、鋼種番
号１０では、熱延板焼鈍及び冷延板の中間焼鈍条件を１
０５０℃×均熱１分に設定した。
ｍに冷間圧延し、７８０℃×均熱１分＋空冷の中間焼鈍
を経て酸洗し、再度冷間圧延した。次いで、表２の条件
で連続複相化焼鈍，調質圧延及び連続時効を施し、最終
板厚０．２ｍｍのステンレス鋼帯を得た。なお、鋼種番
号１０では、熱延板焼鈍及び冷延板の中間焼鈍条件を１
０５０℃×均熱１分に設定した。
【００２２】
【００２３】各ステンレス鋼帯から試験片を切り出し、
表面ビッカース硬さ（荷重１ｋｇ）を測定すると共に、
疲労試験及び耐ヘタリ試験に供した。疲労試験では、図
１に示すように１５０ｍｍ×１５０ｍｍのサイズに切り
出した正方形試料の中心に内径７５ｍｍの円孔を開け、
周辺に幅２．５ｍｍ，高さ０．２５ｍｍ，突起部２Ｒの
ビードをプレス成形した試験片を用いた。無負荷状態か
ら荷重５トンを試験片に加えてビードがフラットにな
り、再び無負荷状態にすることを１サイクル（４０Ｈ
ｚ）とする圧縮疲労試験を１００万回繰り返した後、ビ
ード部を観察した。そして、割れが発生していないもの
を〇，割れが検出されたものを×として疲労強度を評価
した。
表面ビッカース硬さ（荷重１ｋｇ）を測定すると共に、
疲労試験及び耐ヘタリ試験に供した。疲労試験では、図
１に示すように１５０ｍｍ×１５０ｍｍのサイズに切り
出した正方形試料の中心に内径７５ｍｍの円孔を開け、
周辺に幅２．５ｍｍ，高さ０．２５ｍｍ，突起部２Ｒの
ビードをプレス成形した試験片を用いた。無負荷状態か
ら荷重５トンを試験片に加えてビードがフラットにな
り、再び無負荷状態にすることを１サイクル（４０Ｈ
ｚ）とする圧縮疲労試験を１００万回繰り返した後、ビ
ード部を観察した。そして、割れが発生していないもの
を〇，割れが検出されたものを×として疲労強度を評価
した。
【００２４】耐ヘタリ試験では、図１の形状をもつ試験
片からビード部を含んで２０ｍｍ角に切り出し、治具で
押さえてビード部をフラットにした状態で３００℃×１
２時間ならびに４５0℃×５０時間加熱保持し、室温ま
で徐冷した。そして、残存ビードの高さを焦点顕微鏡で
３点の平均値として求め、残存ビードの高さにより耐ヘ
タリ性を評価した。表３の調査結果にみられるように、
試験番号１〜９（本発明例）では、圧縮疲労試験を１０
０万回繰り返した後でもビード部に割れが発生しておら
ず、３００℃×１２時間加熱保持後においても室温での
残存ビード高さが０．１５０ｍｍ以上、４５０℃×５０
時間加熱保持後でも室温での残存ビード高さが０．１２
０ｍｍ以上になっており、メタルガスケットに必要な疲
労特性及び耐ヘタリ性の双方に優れていることが判る。
片からビード部を含んで２０ｍｍ角に切り出し、治具で
押さえてビード部をフラットにした状態で３００℃×１
２時間ならびに４５0℃×５０時間加熱保持し、室温ま
で徐冷した。そして、残存ビードの高さを焦点顕微鏡で
３点の平均値として求め、残存ビードの高さにより耐ヘ
タリ性を評価した。表３の調査結果にみられるように、
試験番号１〜９（本発明例）では、圧縮疲労試験を１０
０万回繰り返した後でもビード部に割れが発生しておら
ず、３００℃×１２時間加熱保持後においても室温での
残存ビード高さが０．１５０ｍｍ以上、４５０℃×５０
時間加熱保持後でも室温での残存ビード高さが０．１２
０ｍｍ以上になっており、メタルガスケットに必要な疲
労特性及び耐ヘタリ性の双方に優れていることが判る。
【００２５】これに対し、試験番号１０〜１８（比較
例）では、圧縮疲労試験後のビード部に割れが発生し、
或いは残存ビード高さが０．１５０ｍｍ未満になってい
た。これは、試験番号１０，１２では時効処理に逆変態
でオーステナイトが発生し、試験番号１１では複相化時
にオーステナイト中の固溶Ｃが上昇してオーステナイト
が残存し、試験番号１３では複相化で逆変態オーステナ
イトが発生し、試験番号１４〜１８ではγmax値又は
（Ｃ+Ｎ／２）×γmax値が本発明で規定した範囲を外れ
ることが原因である。
例）では、圧縮疲労試験後のビード部に割れが発生し、
或いは残存ビード高さが０．１５０ｍｍ未満になってい
た。これは、試験番号１０，１２では時効処理に逆変態
でオーステナイトが発生し、試験番号１１では複相化時
にオーステナイト中の固溶Ｃが上昇してオーステナイト
が残存し、試験番号１３では複相化で逆変態オーステナ
イトが発生し、試験番号１４〜１８ではγmax値又は
（Ｃ+Ｎ／２）×γmax値が本発明で規定した範囲を外れ
ることが原因である。
【００２６】
【００２７】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のステン
レス鋼帯は、フェライト＋マルテンサイトの二相組織と
なる成分設計を採用しているので、加工誘起マルテンサ
イト＋オーステナイトの二相組織で強度を確保する従来
のＳＵＳ３０１系メタルガスケットに比較して疲労特性
及び耐ヘタリ性に優れたシリンダヘッドガスケットやエ
キゾーストマニホールドガスケット等のメタルガスケッ
トが得られる。しかも、強度の冷間圧延を必要としない
ので靭性不足がなく、残留オーステナイトに起因する高
面圧下状態での形状変化が抑制され、気密性に優れたメ
タルガスケットとなる。
レス鋼帯は、フェライト＋マルテンサイトの二相組織と
なる成分設計を採用しているので、加工誘起マルテンサ
イト＋オーステナイトの二相組織で強度を確保する従来
のＳＵＳ３０１系メタルガスケットに比較して疲労特性
及び耐ヘタリ性に優れたシリンダヘッドガスケットやエ
キゾーストマニホールドガスケット等のメタルガスケッ
トが得られる。しかも、強度の冷間圧延を必要としない
ので靭性不足がなく、残留オーステナイトに起因する高
面圧下状態での形状変化が抑制され、気密性に優れたメ
タルガスケットとなる。
【図１】 圧縮疲労試験及び耐ヘタリ試験に用いた試験
片の形状
片の形状
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 藤本 廣 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社ステンレス事業本部内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA12 EA13 EA15 EA16 EA17 EA18 EA20 EA27 EA31 EB06 EB07 EB09 EB14 FG03 FH01 FH05 FJ06 FJ07 FL01 FL02 FL03 FM01
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０１〜０．１５質量％，Ｓｉ：
０．３〜１．０質量％，Ｃｒ：１０．０〜２０．０質量
％，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕの１種又は２種以上：合計で０．
３〜５．０質量％，Ｂ：０〜０．０１５質量％，Ｍｏ：
０〜１．０質量％を含み、残部が実質的にＦｅで、Ｃ＋
Ｎ／２＝０．０３〜０．１５質量％，γmax＝２０〜９
５，（Ｃ＋Ｎ／２）×γmax≧３．０を満足する組成及
び５体積％以上のフェライトを含むフェライト＋マルテ
ンサイト相の複相組織をもつことを特徴とする疲労特性
及び耐ヘタリ性に優れたメタルガスケット用高強度複相
ステンレス鋼帯。 ただし、γmax＝(420C＋470N＋23Ni＋7Mn＋9Cu) −(11.5Cr＋11.5Si＋12Mo＋49Ti＋52Al) +189・・・・（１） - 【請求項２】 請求項１記載の組成をもつ冷延鋼帯を連
続焼鈍炉に導入し、フェライト＋オーステナイトの二相
域となる温度９５０〜１１００℃に加熱した後で冷却す
る仕上げ複相化焼鈍を施し、５体積％以上のフェライト
を含むフェライト＋マルテンサイトの二相組織に調整す
ることを特徴とする疲労特性及び耐ヘタリ性に優れたメ
タルガスケット用高強度複相ステンレス鋼帯の製造方
法。 - 【請求項３】 仕上げ複相化焼鈍後に圧延率３０％以下
の冷間圧延を施す請求項２記載の製造方法。 - 【請求項４】 仕上げ複相化焼鈍後に３００〜６５０℃
で時効処理する請求項２記載の製造方法。 - 【請求項５】 仕上げ複相化焼鈍後に圧延率８０％以下
で冷間圧延し、更に３００〜６５０℃で時効処理する請
求項２記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001172379A JP2002332543A (ja) | 2001-03-07 | 2001-06-07 | 疲労特性及び耐高温ヘタリ性に優れたメタルガスケット用高強度ステンレス鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001-63037 | 2001-03-07 | ||
| JP2001063037 | 2001-03-07 | ||
| JP2001172379A JP2002332543A (ja) | 2001-03-07 | 2001-06-07 | 疲労特性及び耐高温ヘタリ性に優れたメタルガスケット用高強度ステンレス鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002332543A true JP2002332543A (ja) | 2002-11-22 |
Family
ID=26610750
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001172379A Pending JP2002332543A (ja) | 2001-03-07 | 2001-06-07 | 疲労特性及び耐高温ヘタリ性に優れたメタルガスケット用高強度ステンレス鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002332543A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008163452A (ja) * | 2006-12-08 | 2008-07-17 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 耐食性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼 |
| JP2013103271A (ja) * | 2011-11-16 | 2013-05-30 | Nisshin Steel Co Ltd | ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法 |
| CN103805852A (zh) * | 2014-03-05 | 2014-05-21 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种高强度镀铝捆带及其生产方法 |
| CN103805853A (zh) * | 2014-03-05 | 2014-05-21 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种高强度热镀锌捆带及其生产方法 |
| US20150275340A1 (en) * | 2014-04-01 | 2015-10-01 | Ati Properties, Inc. | Dual-phase stainless steel |
| WO2015166729A1 (ja) * | 2014-05-02 | 2015-11-05 | 日新製鋼株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼板およびメタルガスケット |
| JP6093063B1 (ja) * | 2016-03-09 | 2017-03-08 | 日新製鋼株式会社 | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼材とその製造方法 |
| CN111593186A (zh) * | 2020-05-25 | 2020-08-28 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 提高油田用不锈钢缸体冲击功的热处理工艺 |
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-
2001
- 2001-06-07 JP JP2001172379A patent/JP2002332543A/ja active Pending
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