JP2007092178A - Stainless steel for use in engine gasket and method for manufacturing thereof - Google Patents
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Description
本発明は、エンジンガスケット用ステンレス鋼とその製造方法、特に、疲労強度と長時間応力負荷時のビード部形状維持性に優れたエンジンガスケットを製作するためのステンレス鋼とその製造方法に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to stainless steel for engine gaskets and a method for producing the same, and more particularly to stainless steel for producing an engine gasket excellent in fatigue strength and bead portion shape maintainability under a long-time stress load, and a method for producing the same.
さらに本発明は、そのようにして得られたガスケットに関する。 The invention further relates to the gasket thus obtained.
従来、エンジン（機関）、例えば車両用あるいは船舶用のエンジンなど温度の上昇する装置で使用されるガスケット材としてはアスベスト等が使用されてきた。近年に至り、エンジンの高性能化や法律によるアスベストの使用を規制する動きに対応して金属製のガスケット、つまりメタルガスケットが使用されつつある。 Conventionally, asbestos or the like has been used as a gasket material used in an engine (engine), for example, a vehicle or marine engine, whose temperature rises. In recent years, metal gaskets, that is, metal gaskets, are being used in response to the trend of restricting the use of asbestos according to the high performance of the engine and the law.
エンジン用のメタルガスケットは接合面の気密性を維持するのに必要な諸特性を具備していなければならない。例えば自動車やオートバイ等のエンジンに用いるメタルガスケットは、燃焼ガス雰囲気下で繰り返し加えられるエンジン特有の変動応力に耐える性能を有している必要がある。 Metal gaskets for engines must have the characteristics necessary to maintain the airtightness of the joint surfaces. For example, a metal gasket used for an engine such as an automobile or a motorcycle needs to have a performance capable of withstanding a variable stress peculiar to the engine repeatedly applied in a combustion gas atmosphere.
また、類似の用途をもったシール材という観点から見れば、アスベストを包み込んだＯリングでも、上述のような法律によるアスベストの使用を規制する動きに対応して、メタルパッキンが使用されつつある。この場合には、帯状の金属コイルを円筒状に巻き、さらにドーナツ型のＯリングに成形し、メタルパッキンとする。 Further, from the viewpoint of a sealing material having a similar application, even in an O-ring enclosing asbestos, metal packing is being used in response to the movement of regulating the use of asbestos according to the above-mentioned law. In this case, a strip-shaped metal coil is wound into a cylindrical shape and further formed into a donut-shaped O-ring to form a metal packing.
従来、これらのメタルガスケットやメタルパッキン等の材料としては、冷間加工によって簡単に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ステンレス鋼であるＳＵＳ３０１（ＡＩＳＩ３０１）系鋼が主に用いられている。 Conventionally, SUS301 (AISI301) steel, which is a work-hardening type metastable austenitic stainless steel that can easily obtain high strength by cold working, is mainly used as a material for these metal gaskets and metal packings. Yes.
メタルガスケットでは、板厚０．１〜０．４ｍｍ程度の薄板を素材とし、例えばエンジンヘッドに用いるガスケットの場合、燃焼室の周囲、および水孔、油孔の周囲に沿ってビードを成形し、このビードを締め付けたときに発生する高面圧にてガス、水、油をシールするのが一般である。また、メタルパッキンでは帯状のコイルを円筒状に巻き、さらにドーナツ型にしてＯリングとして接合面の気密性を維持するのに用いられる。 In the metal gasket, a thin plate having a thickness of about 0.1 to 0.4 mm is used as a raw material. For example, in the case of a gasket used for an engine head, a bead is formed around the combustion chamber, the water hole, and the oil hole. Generally, gas, water, and oil are sealed at a high surface pressure generated when the bead is tightened. Further, in the metal packing, a belt-like coil is wound in a cylindrical shape, and further used as a donut shape to maintain the airtightness of the joint surface as an O-ring.
なお、本明細書において、以下、かかるメタルガスケットおよびメタルパッキンを便宜上単に「ガスケット」または「エンジン用ガスケット」と総称し、それに用いるステンレス鋼を「エンジンガスケット用ステンレス鋼」と称する。 In the present specification, hereinafter, such metal gaskets and metal packings are simply referred to as “gaskets” or “engine gaskets” for convenience, and the stainless steel used therefor is referred to as “stainless steel for engine gaskets”.
従来にあっても、エンジン用ガスケット材に関しては、例えば、特許文献１(特開平４−２１４８４１号公報)、特許文献２(特開平５−２７９８０２号公報)、特許文献３(特開平５−１１７８１３号公報)が公開されている。 Even in the prior art, as for the gasket material for an engine, for example, Patent Document 1 (Japanese Patent Laid-Open No. 4-214842), Patent Document 2 (Japanese Patent Laid-Open No. 5-279802), Patent Document 3 (Japanese Patent Laid-Open No. 5-117803). Issue gazette).
これらの公報に開示されたエンジンガスケット用ステンレス鋼は、いずれも、最終中間圧延を５０％以上の圧延率で行うことにより後続の低温・短時間の仕上げ焼鈍により平均結晶粒径１０μｍ以下の微細均一再結晶粒として所定の特性を得ようとするものである。
すなわち、これらの従来技術は、ＳＵＳ３０１相当の成分を持つオーステナイト系ステンレス鋼を用いて、可及的低温で焼鈍を行って再結晶を引き起こすことにより結晶粒を微細化することを特徴とする、成形加工性、疲労特性に優れるステンレス鋼の製造方法に関するものである。 That is, these conventional techniques use an austenitic stainless steel having a component equivalent to SUS301 and perform recrystallization by annealing at as low a temperature as possible. The present invention relates to a method for producing stainless steel having excellent workability and fatigue characteristics.
しかしながら、現在ではエンジンの性能は日々向上しており、エンジンの高出力化に伴いガスケット材に要求される性能レベルが高くなっている。ところが、そのようなエンジンの高出力化に十分耐えうる疲労強度をもつ材料を得ることが難しいこと、また、低Ｃとした場合には、最終製品の硬度が不足しがちであり、長時間応力負荷時のビード加工部の形状維持性（以下、耐へたり性と呼ぶ）が十分でないこと、等の問題がある。 However, at present, the performance of the engine is improving day by day, and the performance level required for the gasket material is increased with the increase in engine output. However, it is difficult to obtain a material having fatigue strength that can sufficiently withstand the high output of such an engine, and when it is set to low C, the hardness of the final product tends to be insufficient, and stress is applied for a long time. There are problems such as insufficient shape maintainability (hereinafter referred to as sag resistance) of the bead processed portion under load.
ここに、本発明の目的は、今日のように高性能化されたエンジンに使用するガスケット用に適するステンレス鋼とその製造方法を提供することである。
本発明の別の目的は、そのような優れた性能を発揮するエンジン用のガスケットを提供することである。
The object of the present invention is to provide a stainless steel suitable for a gasket used in a high performance engine as in the present day and a manufacturing method thereof.
Another object of the present invention is to provide an engine gasket that exhibits such excellent performance.
さらに具体的な本発明の目的は、特殊な成分の材料を使用することなく、一般的な成分のＳＵＳ３０１Ｌステンレス鋼（低ＣのＡＩＳＩ３０１にほぼ相当）を用いて従来材よりも優れた特性、すなわち高疲労強度とすぐれた耐へたり性を兼ね備えたエンジンガスケット用ステンレス鋼とその製造方法を提供することである。 A more specific object of the present invention is to use a general component SUS301L stainless steel (substantially equivalent to a low C AISI 301) without using a special component material, that is, characteristics superior to those of conventional materials, that is, It is an object of the present invention to provide a stainless steel for engine gaskets having both high fatigue strength and excellent sag resistance, and a method for producing the same.
例えば、自動車のエンジン等に使用されるメタルガスケットは、ビード加工を施される。そしてエンジンブロックに装着され、エンジンの動作（シリンダー内での爆発）に伴い繰り返し応力が付与されるため、それに耐える十分な疲労強度が必要とされ、またそのような変動応力下でビード形状を維持しガスシール性を保持すること、すなわち耐へたり性が要求される。 For example, metal gaskets used for automobile engines and the like are subjected to bead processing. It is mounted on the engine block, and repeated stress is applied as the engine operates (explosion in the cylinder), so that sufficient fatigue strength is required to withstand it, and the bead shape is maintained under such fluctuating stress. However, it is required to maintain gas sealing properties, that is, sag resistance.
このような条件に対応できる鋼としてＳＵＳ３０１に相当するステンレス鋼が挙げられ、前述のようにこれらが現在一般的に使用されているが、そのような従来技術に見られる問題には次のようなものがある。 Stainless steel corresponding to SUS301 can be cited as a steel that can cope with such conditions, and as described above, these are currently in general use, but the problems found in such prior art are as follows. There is something.
（１）ＳＵＳ３０１のような高Ｃの場合（Ｃ：０．１５ ％以下）、高硬度とし、耐へたり性を向上させることは比較的容易であるが、硬度を上げるほどエンジン用ガスケットとするためにビード加工を施すと疲労強度が低下してしまい、疲労強度と耐へたり性を両立させることが難しい。また製造過程の問題としては焼鈍により炭化物が析出する可能性があり、耐食性の劣化が懸念される。 (1) In the case of high C such as SUS301 (C: 0.15% or less), it is relatively easy to improve the sag resistance with a high hardness, but the higher the hardness, the more the gasket for an engine. For this reason, if bead processing is performed, the fatigue strength decreases, and it is difficult to achieve both fatigue strength and sag resistance. Further, as a problem in the manufacturing process, there is a possibility that carbides are precipitated by annealing, and there is a concern about deterioration of corrosion resistance.
（２）例えばＣ：０．０３％以下と低Ｃの場合、耐食性に優れており、疲労強度はある程度高くすることは可能であるが十分な硬度を得ることは難しい。そのため十分な耐へたり性を得ることが難しく、ガスシール性の低下が懸念される。 (2) For example, in the case of C: 0.03% or less and low C, the corrosion resistance is excellent and the fatigue strength can be increased to some extent, but it is difficult to obtain sufficient hardness. For this reason, it is difficult to obtain sufficient sag resistance, and there is a concern that the gas sealing performance is lowered.
（３）エンジンの高出力化により更なる高疲労強度および耐へたり性が求められているが、ＳＵＳ３０１系鋼を使用した従来技術では両者を同時に満足することが難しく、現状では今以上の高性能化が困難である。 (3) Although higher fatigue strength and sag resistance are required due to higher engine output, it is difficult to satisfy both at the same time with the conventional technology using SUS301 series steel. Performance improvement is difficult.
ここに、本発明者らは、調質圧延前の仕上げ焼鈍で金属組織を、前加工の影響を低減し、かつ再結晶が起こる以前の回復未再結晶組織もしくは再結晶粒と回復未再結晶組織との混合組織としてから調質圧延することで、低Ｃであっても硬度を確保できることを知り、また、前加工の影響の残存により、従来法に比べて同一の加工率での調質圧延後に材料に加えられた加工歪を大きくし、結晶粒に加えられる変形量を大きくすることで、疲労強度に及ぼす組織中の結晶粒界の影響を小さくすることができることを知り、これらの相乗効果によって従来材にくらべ格段の疲労強度の向上が可能となることを知った。 Here, the present inventors reduced the metal structure by finish annealing before temper rolling, reduced the effect of pre-processing, and recovered unrecrystallized structure or recrystallized grains and recovered unrecrystallized before recrystallization occurred. Knowing that hardness can be ensured even at low C by temper rolling after mixing with the structure, and tempering at the same processing rate compared to the conventional method due to the remaining effects of pre-processing Knowing that the effect of crystal grain boundaries in the structure on fatigue strength can be reduced by increasing the processing strain applied to the material after rolling and increasing the amount of deformation applied to the crystal grains. It was found that the fatigue strength can be significantly improved by the effect compared to the conventional material.
ここに、本発明は、回復未再結晶組織あるいは回復未再結晶組織と再結晶組織の混合組織の調質圧延金属組織から成ることを特徴とするエンジンガスケット用ステンレス鋼である。すなわち、本発明にかかるエンジンガスケット用ステンレス鋼は、焼鈍により回復未再結晶組織あるいは回復未再結晶組織と再結晶組織の混合組織としてから調質圧延を行って得たマルテンサイト含有組織からなる。 Here, the present invention is a stainless steel for engine gaskets characterized by comprising a temper rolled metal structure of a recovered unrecrystallized structure or a mixed structure of a recovered unrecrystallized structure and a recrystallized structure. That is, the stainless steel for engine gasket according to the present invention is composed of a martensite-containing structure obtained by temper rolling after forming a recovered unrecrystallized structure or a mixed structure of recovered unrecrystallized structure and recrystallized structure by annealing.
このように本発明にかかるエンジンガスケット用ステンレス鋼は、仕上げ焼鈍により得られた回復未再結晶組織あるいは回復未再結晶組織と再結晶組織の混合組織に由来するものであり、このときの金属組織の結晶構造は、ＣｕＫα線を用いて測定したＸ線回折ピークの半価幅が、オーステナイト母相の結晶方位（２２０）、（３１１）で、０．１５°以上０．３５°以下である。 Thus, the stainless steel for engine gasket according to the present invention is derived from the recovered unrecrystallized structure obtained by finish annealing or the mixed structure of recovered unrecrystallized structure and recrystallized structure, and the metal structure at this time In the crystal structure, the half width of the X-ray diffraction peak measured using CuKα rays is 0.15 ° or more and 0.35 ° or less in the crystal orientations (220) and (311) of the austenite matrix.
別の面からは、本発明は、熱間圧延工程後に冷間圧延および焼鈍を繰り返し、次いで調質圧延するステンレス鋼板の製造方法であって、仕上げ焼鈍前に行う冷間圧延の圧延率を４０％以上とし、続いて行う仕上げ焼鈍を７００℃以８００℃以下の温度範囲で行って金属組織を回復未再結晶組織とすることを特徴とするエンジンガスケット用ステンレス鋼の製造方法である。 From another aspect, the present invention relates to a method for producing a stainless steel sheet in which cold rolling and annealing are repeated after the hot rolling step and then temper rolled, and the rolling rate of cold rolling performed before finish annealing is 40. %, And the subsequent finish annealing is performed in a temperature range of 700 ° C. or more and 800 ° C. or less to make the metal structure a recovered non-recrystallized structure.
このときの仕上げ焼鈍を７００℃以上９００℃以下の温度範囲で行うことで、金属組織を回復未再結晶組織もしくは回復未再結晶組織と再結晶組織の混合組織とすることもできる。 By performing the finish annealing at this time in a temperature range of 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, the metal structure can be made into a recovered unrecrystallized structure or a mixed structure of recovered unrecrystallized structure and recrystallized structure.
仕上げ焼鈍後の調質圧延の圧延率を４０％以上とすることで、マルテンサイトの生成を促進させるようにしてもよい。
本発明の対象とする鋼種は、オーステナイト系ステンレス鋼、特にＳＵＳ３０１（ＡＩＳＩ３０１）に相当する鋼種であるが、好ましくは、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上１８．０％以下、Ｎｉ：６．０％以上８．０％以下、Ｎ：０．２０％以下を含有する鋼種である。
You may make it accelerate | stimulate the production | generation of a martensite by making the rolling rate of the temper rolling after finish annealing into 40% or more.
The steel type that is the subject of the present invention is an austenitic stainless steel, particularly a steel type corresponding to SUS301 (AISI301), but preferably in mass%, C: 0.03% or less, Si: 1.0% or less, This steel type contains Mn: 2.0% or less, Cr: 16.0% or more and 18.0% or less, Ni: 6.0% or more and 8.0% or less, and N: 0.20% or less.
さらに別の面からは、本発明は、金属組織が回復未再結晶組織あるいは回復未再結晶組織と再結晶組織の混合組織の調質圧延金属組織のステンレス鋼から成るエンジンガスケットである。 From another aspect, the present invention is an engine gasket made of stainless steel having a temper rolled metal structure in which the metal structure is a recovered unrecrystallized structure or a mixed structure of a recovered unrecrystallized structure and a recrystallized structure.
このように、本発明によれば、従来技術では成し得なかった低Ｃ材での高硬度化を可能にし、耐へたり性の向上を図ることができる。
また、本発明によれば、一般的に知られているＳＵＳ３０１Ｌ相当の成分を持つステンレス鋼を用いて、高疲労強度と耐へたり性に優れたエンジンガスケット用ステンレス鋼とその製造方法が提供される。
As described above, according to the present invention, it is possible to increase the hardness with a low-C material that could not be achieved by the prior art, and to improve the sag resistance.
In addition, according to the present invention, stainless steel for engine gaskets excellent in high fatigue strength and sag resistance and a method for producing the same are provided using stainless steel having a component equivalent to SUS301L, which is generally known. The
本発明によれば疲労強度と耐へたり性に優れたエンジンガスケット用ステンレス鋼が得られる。本発明にかかる製造方法は、調質圧延前の仕上げ焼鈍後の金属組織を前加工の影響が低減し、かつ再結晶が起こる以前の回復未再結晶組織もしくは再結晶粒と回復未再結晶組織との混合組織とすることにより、従来のメタルガスケット用材であるＳＵＳ３０１系鋼を用いた他の製造法の場合に比べ、高疲労強度と耐へたり性とを兼ね備えた材料の製造を可能とした。そしてこのような特性を持つ本発明にかかるエンジンガスケット用ステンレス鋼の製造方法は、一般によく知られた成分のステンレス鋼を用いて従来の設備を使用して実施することができ、調質圧延前の仕上げ焼鈍も連続焼鈍ラインで容易に行うことが可能であり、経済性に優れた製造方法である。 According to the present invention, stainless steel for engine gaskets having excellent fatigue strength and sag resistance can be obtained. The production method according to the present invention reduces the influence of pre-processing on the metal structure after finish annealing before temper rolling, and the recovered unrecrystallized structure or recrystallized grains and recovered unrecrystallized structure before recrystallization occurs. Compared to other manufacturing methods using SUS301 steel, which is a conventional metal gasket material, it is possible to manufacture a material having both high fatigue strength and sag resistance. . And the manufacturing method of stainless steel for engine gaskets according to the present invention having such characteristics can be carried out by using conventional equipment using stainless steel of generally well-known components, before temper rolling. The finish annealing can be easily performed in a continuous annealing line, and is a manufacturing method excellent in economic efficiency.
本発明において使用されるステンレス鋼の好適組成例の限定理由の概要を以下に述べる。
本発明において使用するステンレス鋼は一般には、ＪＩＳＧ４３０５に規定されたＳＵＳ３０１Ｌを用いればよい。同様の規定は（米国規格、あるいはヨーロッパ規格のＥＮ１００８８−１）に規定されている。
An outline of the reasons for limiting the preferred composition examples of the stainless steel used in the present invention will be described below.
Generally, stainless steel used in the present invention may be SUS301L defined in JIS G4305. Similar regulations are defined in (US standard or European standard EN10088-1).
本発明の好適態様にあっては、かかるステンレス鋼の組成は次のように規定される。
Ｃはオーステナイト生成元素で、高温で生成するδフェライトの抑制、冷間加工で誘発されたマルテンサイト相の強化に極めて有効である。ただし、あまりにＣ量が高い場合には、加工硬化が著しくなり冷間圧延で目的とする板厚に調整するのが難しくなり製造性が悪化する。また調質圧延に先立って行う焼鈍によっては炭化物の析出を伴い耐食性が劣化するおそれがある。そのため、好ましくはＣの範囲は０．０３％以下とする。下限は特に規定されないが、所定強度の確保のために、０．０１％以上が望ましい。
In the preferred embodiment of the present invention, the composition of such stainless steel is defined as follows.
C is an austenite-forming element and is extremely effective for suppressing δ ferrite generated at high temperatures and strengthening the martensite phase induced by cold working. However, when the amount of C is too high, work hardening becomes remarkable, and it becomes difficult to adjust to the target sheet thickness by cold rolling, and productivity deteriorates. Further, depending on the annealing performed prior to temper rolling, the corrosion resistance may be deteriorated with the precipitation of carbides. Therefore, the C range is preferably 0.03% or less. The lower limit is not particularly defined, but is preferably 0.01% or more for securing a predetermined strength.
Ｓｉは、脱酸材として添加され、通常、オーステナイト系ステンレス鋼では１．０ ％以下程度含有されることから、本発明においてもＳｉ１．０％以下とする。
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であって、通常２．０％程度含有されることから本発明においてもＭｎ２．０％以下とする。
Since Si is added as a deoxidizing material and is usually contained in an austenitic stainless steel in an amount of about 1.0% or less, the Si content is also made 1.0% or less in the present invention.
Mn is an austenite-forming element and is usually contained in an amount of about 2.0%. Therefore, in the present invention, Mn is made 2.0% or less.
Ｃｒは所要の耐食性を確保する上で必須の成分である。意図する耐食性および耐熱性を付与するためには少なくとも１３％以上とする。しかし、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、高くしすぎると高温でδフェライトが多量に生成してしまう。これに対し、δフェライト相抑制のためにオーステナイト相生成元素を多く添加すると室温でのオーステナイト相が安定し、冷間加工後に高強度が得られなくなる。これらの観点から、Ｃｒの範囲は１６．０％以上１８．０％以下が望ましい。 Cr is an essential component for ensuring the required corrosion resistance. In order to impart intended corrosion resistance and heat resistance, the content is at least 13%. However, since Cr is a ferrite-forming element, if it is too high, a large amount of δ ferrite is generated at a high temperature. On the other hand, if a large amount of austenite phase-forming elements are added to suppress the δ ferrite phase, the austenite phase at room temperature becomes stable, and high strength cannot be obtained after cold working. From these viewpoints, the Cr range is preferably 16.0% or more and 18.0% or less.
Ｎｉは高温および室温でのオーステナイト相を得るために必須の成分であるが、本発明の場合、室温で準安定オーステナイトとなり、調質圧延でのマルテンサイト変態を伴う加工硬化により高強度化が得られるようにする。 Ni is an essential component for obtaining an austenite phase at high temperature and room temperature, but in the case of the present invention, it becomes metastable austenite at room temperature, and high strength is obtained by work hardening accompanied by martensitic transformation in temper rolling. To be able to.
Ｎｉを６．０％より低くすると高温で多量のδフェライトが生成し、かつ加工誘起マルテンサイト相が過剰に生成しやすくなり、硬化がすすみ、伸びが低下する。一方、Ｎｉが８．０％を超えるとオーステナイト相が安定となり、加工誘起マルテンサイト相が生成しにくくなるため、十分な硬度を得ることが難しい。 If Ni is made lower than 6.0%, a large amount of δ ferrite is generated at a high temperature, and a work-induced martensite phase is likely to be excessively generated, hardening proceeds and elongation is lowered. On the other hand, if Ni exceeds 8.0%, the austenite phase becomes stable and it becomes difficult to produce a work-induced martensite phase, so that it is difficult to obtain sufficient hardness.
このためＮｉ量は６．０％以上８．０％以下とする。さらに耐久性および耐熱性の面からも６．０％以上のＮｉの添加は有利である。しかし、８％を超えて添加してもコスト上昇となると共にその効果も飽和状態となる。この面からもＮｉは６．０％以上８．０％以下とする。 Therefore, the Ni content is 6.0% or more and 8.0% or less. Furthermore, addition of 6.0% or more of Ni is advantageous from the viewpoint of durability and heat resistance. However, even if added over 8%, the cost increases and the effect becomes saturated. Also from this aspect, Ni is made 6.0% or more and 8.0% or less.
ＮはＣと同様にオーステナイト生成元素であるとともに、オーステナイト相およびマルテンサイト相を硬化するのに有効な元素である。また、Ｃに比べ析出物を形成しにくいため、成形性、疲労強度の面からもＮ添加は有効である。また、焼鈍時の再結晶の核として働き、組織の整粒化に効果がある。しかし、多量に添加するとブローホールの原因となるとともに熱間加工時の耳割れを誘発しやすくなる。したがって、本発明においては好ましくは０．２０％以下添加する。その下限は特に制限はないが、所期の効果を実現するためには、０．１０％以上とすることが望ましい。 N, as well as C, is an austenite-forming element and is an effective element for curing the austenite phase and the martensite phase. Further, since it is difficult to form precipitates compared to C, addition of N is effective from the viewpoint of formability and fatigue strength. In addition, it works as a recrystallization nucleus during annealing, and is effective for grain sizing. However, if it is added in a large amount, it causes blowholes and tends to induce ear cracks during hot working. Therefore, in the present invention, 0.20% or less is preferably added. The lower limit is not particularly limited, but is desirably 0.10% or more in order to achieve the desired effect.
本発明にかかるステンレス鋼の製造方法では、これらの条件に合致する鋼種として、一般によく知られたＪＩＳＧ４３０５に定められたＳＵＳ３０１Ｌに相当するステンレス鋼が該当するが、その場合、ＳＵＳ３０１ＬについてＪＩＳＧ４３０５に規定されている以外の添加元素、例えばＭｏ、Ｃｕ、Ｎｂ等をある程度含有していてもよい。 In the method for producing stainless steel according to the present invention, a stainless steel corresponding to SUS301L defined in JIS G4305, which is generally well-known, corresponds to a steel type meeting these conditions. In that case, SUS301L is defined in JIS G4305. An additive element other than the above, for example, Mo, Cu, Nb and the like may be contained to some extent.
本発明は、調質圧延に先立って行う焼鈍において金属組織を再結晶が起こる以前の回復未再結晶組織もしくは再結晶粒と回復未再結晶粒との混合組織の状態とし、次いで調質圧延で結晶粒の変形量を上げることで、疲労強度に及ぼす結晶粒界の影響を極力少なくすることにより、疲労強度はもちろんのこと、高硬度化による加工後の形状維持性（耐ヘタリ性）を著しく向上することができる。 In the present invention, in the annealing prior to temper rolling, the metal structure is brought into a state of a recovered unrecrystallized structure before recrystallization or a mixed structure of recrystallized grains and recovered unrecrystallized grains, and then subjected to temper rolling. By increasing the amount of deformation of crystal grains, the effect of grain boundaries on fatigue strength is reduced as much as possible, so that not only fatigue strength but also shape maintainability (hardness resistance) after processing due to high hardness is remarkably improved. Can be improved.
本発明の場合、一般に行われている時効処理は特に必要としないが、時効処理を行えばさらに高強度材が得られることは言うまでもない。
このように本発明によれば、従来材に比べ高疲労強度かつ耐へたり性に優れるガスケット材の製造を可能にする。
In the case of the present invention, the aging treatment generally performed is not particularly required, but it goes without saying that a higher strength material can be obtained by performing the aging treatment.
As described above, according to the present invention, it is possible to produce a gasket material having higher fatigue strength and superior sag resistance than conventional materials.
ここで、本発明にかかる製造方法の限定理由をさらに具体的に説明する。
本発明に用いられるステンレス鋼の組織状態は、溶体化処理状態で実質的にはオーステナイト組織を呈する。この鋼を調質圧延前の仕上げ焼鈍に先立つ圧延、つまり最終中間圧延で圧延率４０％以上、好ましくは４０〜７０％の冷間圧延を施し、これにより、調質圧延前の仕上げ焼鈍において、比較的低温度焼鈍、つまり７００℃以上８００℃以下または７００℃以上９００℃以下の温度範囲で、仕上げ焼鈍を行うことで、回復未再結晶組織もしくは再結晶粒と回復未再結晶組織との混合組織状態とし、次いで行う調質圧延で４０％以上の冷間加工を施すことにより、メタルガスケット材として十分な特性を得ることができる。
Here, the reason for limiting the manufacturing method according to the present invention will be described more specifically.
The structure of the stainless steel used in the present invention substantially exhibits an austenite structure in the solution treatment state. This steel is subjected to rolling prior to finish annealing before temper rolling, that is, cold rolling at a rolling rate of 40% or more, preferably 40 to 70% in the final intermediate rolling, thereby, in finish annealing before temper rolling, Refining unrecrystallized structure or mixing of recrystallized grains and recovered unrecrystallized structure by finish annealing at a relatively low temperature annealing, that is, in a temperature range of 700 ° C. to 800 ° C. or 700 ° C. to 900 ° C. By making the structure state and then performing cold working of 40% or more by temper rolling to be performed, sufficient characteristics as a metal gasket material can be obtained.
このときの仕上げ焼鈍時の均熱時間は好ましくは０〜６０秒であり、６０秒を越えるとすべてが再結晶組織となる可能性がある。
ここで、特に調質圧延前の仕上げ焼鈍を７００℃以上８００℃以下または７００℃以上９００℃以下としているが、これは７００℃未満では前加工の影響を低減するための回復に長時間を要し工業的でないこと、さらに８００℃を超えると再結晶組織を開始し、また９００℃を超える温度ではほとんど全て再結晶組織となってしまうためである。
The soaking time at the time of finish annealing at this time is preferably 0 to 60 seconds. If it exceeds 60 seconds, all may have a recrystallized structure.
Here, in particular, the finish annealing before temper rolling is set to 700 ° C. or more and 800 ° C. or less or 700 ° C. or more and 900 ° C. or less. However, if it is less than 700 ° C., it takes a long time for recovery to reduce the influence of pre-processing. This is because it is not industrial, and when the temperature exceeds 800 ° C., a recrystallized structure is started, and when the temperature exceeds 900 ° C., almost all recrystallized structures are formed.
回復未再結晶粒の割合は、特に限定されないが、必要性能を得るためには５０％以上存在することが望まれる。
このように、本発明によれば調質圧延に先立って行う仕上げ焼鈍によって、金属組織を回復未再結晶組織もしくは再結晶粒と回復未再結晶組織との混合組織とするが、その理由は、前加工の影響の残存により引き続いて行う調質圧延後の材料に加えられる加工歪を大きくし、それにより結晶粒に加えられる変形量を大きくし、結晶粒界の影響をできるだけ小さくしてビード加工後の疲労強度の改善を図るためであり、また、より高硬度の材料を得て、ビード部の耐へたり性の改善を図るためである。
The ratio of the recovered non-recrystallized grains is not particularly limited, but it is desirable that the ratio is 50% or more in order to obtain the required performance.
Thus, according to the present invention, the final annealing performed prior to temper rolling, the metal structure is a recovered unrecrystallized structure or a mixed structure of recrystallized grains and recovered unrecrystallized structure, the reason is By increasing the processing strain applied to the material after the temper rolling that is subsequently performed due to the remaining effects of the pre-processing, the amount of deformation applied to the crystal grains is increased, and the effect of the crystal grain boundaries is minimized to bead processing. This is to improve the fatigue strength later, and to obtain a material with higher hardness and to improve the sag resistance of the bead portion.
この仕上げ焼鈍は工業規模での連続焼鈍ラインで実施することができる。
上記回復未再結晶組織もしくは再結晶粒と回復未再結晶組織との混合組織は、ＣｕＫα線を用いたＸ線回折ピーク半価幅の測定値が、母相のオーステナイト相の結晶方位（２２０）、（３１１）において０．１５°以上０．３５°以下となるような結晶組織である。
This finish annealing can be performed on an industrial scale continuous annealing line.
The recovered unrecrystallized structure or the mixed structure of the recrystallized grains and the recovered unrecrystallized structure has an X-ray diffraction peak half-value width measured using CuKα rays, and the crystal orientation of the austenite phase of the parent phase (220) , (311), the crystal structure is 0.15 ° or more and 0.35 ° or less.
このとき得られる金属組織を、全て回復未再結晶組織状態にするには、仕上げ焼鈍の焼鈍温度を７００〜８００℃とすればよい。
仕上げ焼鈍に引き続いて調質圧延を行うが、前加工の影響の残存により圧延率は４０％以上で充分であり、疲労強度の大幅な改善と高強度を得ることができる。本発明においてこの調質圧延の圧延率は４０％以上の範囲で種々変化させることができるが、従来鋼と同様の圧延率でも、より高疲労強度と耐へたり性に優れた材料を得ることができる。
In order to make all the metal structures obtained at this time into a recovered non-recrystallized structure state, the annealing temperature of finish annealing may be set to 700 to 800 ° C.
Although temper rolling is performed following the finish annealing, a rolling rate of 40% or more is sufficient due to the remaining effects of pre-processing, and a significant improvement in fatigue strength and high strength can be obtained. In the present invention, the rolling rate of this temper rolling can be variously changed within a range of 40% or more, but even with the same rolling rate as that of the conventional steel, a material having higher fatigue strength and superior sag resistance can be obtained. Can do.
このように本発明によれば、エンジンガスケット用材として必要な性能を具備させることが可能であるため、一般に強度向上のため行われている時効処理は必要としないが、時効処理を行えばより高性能な材料が得られることは言うまでもない。 As described above, according to the present invention, since it is possible to provide the performance required as a material for engine gaskets, the aging treatment generally performed for improving the strength is not required. It goes without saying that high-performance materials can be obtained.
なお、本発明が対象とする準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、固溶状態でオーステナイト相を呈するので、仕上げ焼鈍の前の最終中間圧延より前の工程は従来材と同じ要領で製造することができる。 Since the metastable austenitic stainless steel targeted by the present invention exhibits an austenitic phase in a solid solution state, the process prior to final intermediate rolling before finish annealing can be manufactured in the same manner as conventional materials. .
次に、実施例によって本発明の効果をさらに具体的に示す。 Next, the effects of the present invention will be described more specifically by way of examples.
表１は本例で用いたステンレス鋼の成分を示したものである。
表２は調質圧延前の仕上げ焼鈍に先立つ冷間圧延の圧延率、焼鈍条件、および調質圧延率をそれぞれ変えたときの機械的性質、Ｘ線回折ピーク半価幅、疲労強度、へたり性を示したものである。
Table 1 shows the components of the stainless steel used in this example.
Table 2 shows the mechanical properties, X-ray diffraction peak half-value width, fatigue strength, and sag when changing the cold rolling ratio, annealing conditions, and temper rolling ratio prior to finish annealing before temper rolling. It shows sex.
表１に示す各種鋼、つまり本発明鋼（１〜３）、比較鋼（４〜６）を通常の大気溶解炉で溶製し、熱間圧延を施した後、冷間圧延、焼鈍を行い、次いで調質圧延により板厚を０．２０ｍｍとした。これをサンプルとして採取した。仕上げ焼鈍はいずれも設定温度到達後に１０秒保持（均熱時間）で行った。なお、各鋼についての仕上げ焼鈍に先立つ最終中間圧延の圧延率、焼鈍条件、および調質圧延率の詳細は表２に示した。 Various steels shown in Table 1, that is, steels of the present invention (1 to 3) and comparative steels (4 to 6) are melted in a normal atmospheric melting furnace and hot-rolled, followed by cold rolling and annealing. Then, the plate thickness was adjusted to 0.20 mm by temper rolling. This was taken as a sample. All finish annealing was performed for 10 seconds (soaking time) after reaching the set temperature. The details of the rolling ratio, annealing conditions, and temper rolling ratio of the final intermediate rolling prior to finish annealing for each steel are shown in Table 2.
採取したサンプルについて、引張試験、硬さ試験に供して機械的性質を測定すると共に、疲労試験、へたり性試験を実施して疲労強度および耐へたり性を評価した。
図１は、疲労試験および耐へたり試験の試験片、特にビード形状を示す略式斜視図である。
図２は、疲労試験および耐へたり試験における圧縮−除荷の繰り返しの要領を示す説明図である。
The collected samples were subjected to a tensile test and a hardness test to measure mechanical properties, and a fatigue test and a sag test were performed to evaluate fatigue strength and sag resistance.
FIG. 1 is a schematic perspective view showing a test piece of a fatigue test and a sag test, particularly a bead shape.
FIG. 2 is an explanatory diagram showing the point of repetition of compression-unloading in the fatigue test and the sag resistance test.
本例ではビード形状は幅：２．５ｍｍ、高さ：０．２５ｍｍであり、このビード部を形成された試験片を、疲労試験の場合には、図２に示すように、上下から繰り返し荷重をかけ、１０６回圧縮・除荷を繰り返した後に、試験片にクラックもしくは割れが発生するか否かで疲労強度を評価する。変化のないものを○で、クラック発生あるいは破断したものを×で示す。 In this example, the bead shape has a width of 2.5 mm and a height of 0.25 mm. In the case of a fatigue test, a test piece formed with this bead portion is repeatedly loaded from above and below as shown in FIG. After repeating compression and unloading 10 6 times, the fatigue strength is evaluated by whether or not cracks or cracks occur in the test piece. A circle with no change is indicated with a circle, and a crack is generated or broken with a circle.
同様に、耐へたり試験の場合には、１０５回圧縮・除荷を繰り返した後に、残存ビード高さｈと、初期ビード高さｈｏの比（ｈ／ｈｏ）が０．５以上のものを良、０．５未満のものを不良と判定し、それぞれ○、×で示す。 Similarly, in the case of the test sag resistance, after repeated 10 5 times compression and unloading, and the remaining bead height h, the ratio of the initial bead height h o (h / h o) is 0.5 or more Are judged as good and those less than 0.5 are judged as bad, and are indicated by ◯ and X, respectively.
成形性は、図１に示すビード加工を施したときに、良好なものを○、クラック発生・破断のものを×とした。
また、仕上げ焼鈍後に得られた材料の金属組織の状態を明らかにするため、仕上げ焼鈍後の材料についてＣｕＫα線を使用してＸ線回折による半価幅測定を行った。
As for formability, when the bead processing shown in FIG.
Moreover, in order to clarify the state of the metal structure of the material obtained after the finish annealing, the half width measurement by X-ray diffraction was performed on the material after the finish annealing using CuKα rays.
結果は、併せて表２に示す。 The results are also shown in Table 2.
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