JP2018150606A - Austenitic stainless steel sheet and gasket - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、内燃機関のエンジン、排ガス経路部材（エキゾーストマニホールド、触媒コンバータ）、インジェクタ、ＥＧＲクーラー、ターボチャージャーなど、高温に曝される部材のガスシールに好適な耐熱メタルガスケット用のオーステナイト系ステンレス鋼板であって、特に材料温度が８００℃を超える高温域まで上昇しうるメタルガスケットに好適なステンレス鋼板に関する。また、そのステンレス鋼板を用いたメタルガスケットに関する。 The present invention relates to an austenitic stainless steel plate for heat-resistant metal gaskets suitable for gas sealing of members exposed to high temperatures, such as engines of internal combustion engines, exhaust gas passage members (exhaust manifolds, catalytic converters), injectors, EGR coolers, turbochargers, etc. In particular, the present invention relates to a stainless steel plate suitable for a metal gasket capable of raising the material temperature to a high temperature range exceeding 800 ° C. Moreover, it is related with the metal gasket using the stainless steel plate.
近年、自動車エンジンの高性能化や環境規制に伴い内燃機関の排ガス温度は上昇し、メタルガスケットの材料温度は８００℃超える高温域に達することがある。そのため、８００℃前後の高温に長時間曝され、場合によってはそれより高い温度に昇温することが想定される環境でガスシール性能が十分に維持できる信頼性の高いメタルガスケットのニーズが増加している。 In recent years, the exhaust gas temperature of an internal combustion engine has risen with the performance enhancement of automobile engines and environmental regulations, and the material temperature of metal gaskets can reach a high temperature range exceeding 800 ° C. Therefore, there is an increasing need for a highly reliable metal gasket that can sufficiently maintain gas sealing performance in an environment where it is expected to be exposed to a high temperature of around 800 ° C. for a long time and in some cases the temperature is expected to rise to a higher temperature. ing.
これまでに種々の耐熱ガスケット用ステンレス鋼素材が開発されているが、８００℃前後の高温域で長時間使用される用途に適用するには問題がある。例えば特許文献１、２、３の開示に代表されるＳＵＳ３０１やＳＵＳ４３１系の材料は、加熱される温度がマルテンサイト相の分解温度に相当するため軟化が著しく、耐へたり性に劣る。特許文献４、５、６、７には、Ｎにより強化されたＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。これらはマルテンサイト相を多く含む場合やＮ含有量が高い場合に硬質化し、ガスケットへの成形時に加工部表面の肌荒れを生じて気密性を劣化させる要因を有しており、８００℃前後で長時間使用した場合の信頼性に劣る。特許文献８にはＮＣＦ７１８（ＪＩＳ Ｇ４９０２）系のニッケル基合金が開示されている（合金Ｄ）。この合金は８００℃付近での析出強化には有効であるが、Ｎｉを５０〜５５％と多量に含有するため非常に高コストである。特許文献９、１０にはＳＵＨ６６０（ＪＩＳ Ｇ４３１２）系の材料が開示されているが、Ｃｒ含有量が少ないため８００℃付近まで昇温すると耐酸化性が著しく劣化する。また、８００℃付近での析出硬化能はニッケル基合金である上記ＮＣＦ７１８より劣り、８００℃域で使用する際の耐へたり性が不十分である。特許文献１１には上記ＳＵＨ６６０系をベースにＮｉ、Ａｌ含有量を増量したタイプの材料が開示されている。Ｎｉ、Ａｌの増量によりγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ)）の数密度が増加して加熱による軟化特性は向上するが、耐へたり性は向上しないので、８００℃前後で長時間使用できる信頼性は十分でない。特許文献１２には材料の最高到達温度が６００〜８００℃となることを想定した比較的安価なメタルガスケット用オーステナイト系ステンレス鋼板が開示されている。しかし、８００℃前後で長時間使用する場合や材料温度が８００より高温域に上昇した際の優れた耐久性に関しては、更なる改善の余地が残されている。 Various stainless steel materials for heat-resistant gaskets have been developed so far, but there is a problem in applying them to applications that are used for a long time in a high temperature range of around 800 ° C. For example, SUS301 and SUS431-based materials represented by the disclosures of Patent Documents 1, 2, and 3 are significantly softened and inferior in sag resistance because the heating temperature corresponds to the decomposition temperature of the martensite phase. Patent Documents 4, 5, 6, and 7 disclose Fe—Cr—Mn—Ni austenitic stainless steel reinforced with N. These are hardened when they contain a large amount of martensite phase or when the N content is high, and they have a factor that causes rough skin on the surface of the processed part during molding into a gasket and deteriorates the airtightness. Less reliable when used for a long time. Patent Document 8 discloses an NCF718 (JIS G4902) series nickel-based alloy (alloy D). This alloy is effective for precipitation strengthening at around 800 ° C., but is very expensive because it contains Ni in a large amount of 50 to 55%. Patent Documents 9 and 10 disclose SUH660 (JIS G4312) -based materials. However, since the Cr content is small, the oxidation resistance is significantly deteriorated when the temperature is raised to around 800 ° C. Moreover, the precipitation hardening ability in the vicinity of 800 ° C. is inferior to the NCF718, which is a nickel-based alloy, and the sag resistance when used in the 800 ° C. region is insufficient. Patent Document 11 discloses a material of a type in which the Ni and Al contents are increased based on the SUH660 system. Increased number of Ni and Al increases the number density of γ 'phase (Ni 3 (Al, Ti)) and improves the softening properties by heating, but does not improve sag resistance, so it can be used for a long time at around 800 ° C. The reliability that can be done is not enough. Patent Document 12 discloses a relatively inexpensive austenitic stainless steel sheet for metal gaskets assuming that the maximum temperature of the material is 600 to 800 ° C. However, there is still room for further improvement regarding excellent durability when used for a long time at around 800 ° C. or when the material temperature rises to a temperature higher than 800.
本発明の課題は、８００℃前後の温度に長時間曝され、場合によってはそれより高い温度域に昇温することもあるメタルガスケットにおいて、優れた耐へたり性、耐高温酸化性、および耐ガスリーク性を実現することができる、メタルガスケット用素材として好適なステンレス鋼板を提供することにある。また、その鋼板を素材に用いたメタルガスケットを提供することにある。 The object of the present invention is to provide excellent sag resistance, high temperature oxidation resistance, and high resistance in a metal gasket that is exposed to a temperature of around 800 ° C. for a long time and may be heated to a higher temperature range in some cases. An object of the present invention is to provide a stainless steel plate suitable for a metal gasket material capable of realizing gas leakage. Moreover, it is providing the metal gasket which used the steel plate for the raw material.
高温の燃焼ガスが流れる管路部材の締結箇所をシールする耐熱メタルガスケットは、締結される双方の部材の間で高い締め付け応力を受けた状態で高温に曝される。この種のガスケットの使用中での変形には、昇温時および高温保持の初期段階では主として高温強度が関与し、それ以降の高温保持段階では主としてクリープ変形が関与する。メタルガスケットの「へたり」はクリープ変形が主因となって生じる現象である。 The heat-resistant metal gasket that seals the fastening portion of the pipe member through which the high-temperature combustion gas flows is exposed to a high temperature in a state where a high tightening stress is received between both of the members to be fastened. Deformation during use of this type of gasket mainly involves high-temperature strength at the initial stage of temperature rise and high-temperature holding, and mainly creep deformation at the subsequent high-temperature holding stage. The “sag” of a metal gasket is a phenomenon that occurs mainly due to creep deformation.
金属材料の高温強度の向上に有効な析出相として、Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ)タイプのγ’（ガンマプライム）相が知られており、ニッケル基超合金や一部の鋼材で有効に利用されている。ただし、高温に長時間曝される使用環境ではクリープ変形が主となるため、メタルガスケットの耐へたり性を向上させるには結晶粒界を被覆する析出相の形成を制御することが重要になる。発明者らの研究によれば、以下のことがわかってきた。 Ni 3 (Al, Ti) type γ '(gamma prime) phase is known as a precipitating phase effective for improving the high-temperature strength of metallic materials, and is effectively used in nickel-base superalloys and some steel materials. ing. However, creep deformation is mainly used in a usage environment that is exposed to a high temperature for a long time. Therefore, in order to improve the sag resistance of the metal gasket, it is important to control the formation of the precipitated phase covering the grain boundaries. . According to the inventors' research, the following has been found.
（１）特定の化学組成に調整されたオーステナイト系ステンレス鋼材料においては、８００℃付近の温度域に長時間加熱することによって、結晶粒内にγ’相およびγ’相が遷移したη相を、結晶粒界にη相およびＧ相を形成させることができる。η相はＮｉ3Ｔｉタイプの析出相、Ｇ相はＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプ析出相である。８００℃付近あるいはそれ以上の温度域での「耐へたり性」を向上させるためには、結晶粒界にＧ相を析出させることが極めて有効である。また微細に析出したＧ相は高温強度の向上にも有効である。
（２）ただし、（Ｆｅ，Ｃｒ)2(Ｍｏ，Ｎｂ)タイプの析出相であるＬａｖｅｓ相が生成すると、上記のＧ相による強化能が十分に発揮されない。Ｌａｖｅｓ相の生成を抑止するためにＭｏ含有量を１.００％未満、Ｎｂ含有量を０.５０％以下に厳しく制限する必要がある。
（３）Ｇ相を十分に析出させるためにはＳｉ含有量を０.４０％以上確保する必要がある。
（４）８００℃以上の高温域でガスケットを使用する場合の耐久性を付与するためには、耐高温酸化性の向上が重要となる。そのために、１６.００％を超えるＣｒ含有量を確保する必要がある。
（５）メタルガスケットのビード加工部では、γ’相、η相、Ｇ相などの析出相は加工ひずみを駆動力として微細に析出し、高温強度の上昇に寄与する。
本発明はこのような新たな知見に基づいて完成したものである。
(1) In an austenitic stainless steel material adjusted to a specific chemical composition, a η phase in which a γ ′ phase and a γ ′ phase have transitioned in crystal grains is obtained by heating in a temperature range near 800 ° C. for a long time. The η phase and the G phase can be formed at the crystal grain boundary. The η phase is a Ni 3 Ti type precipitation phase, and the G phase is a Ni 3 Ti 2 Si type precipitation phase. In order to improve the “sag resistance” in the temperature range around 800 ° C. or higher, it is very effective to precipitate the G phase at the crystal grain boundary. Further, the finely precipitated G phase is also effective for improving the high temperature strength.
(2) However, when the Laves phase which is a (Fe, Cr) 2 (Mo, Nb) type precipitation phase is generated, the strengthening ability by the G phase is not sufficiently exhibited. In order to suppress the generation of the Laves phase, it is necessary to strictly limit the Mo content to less than 1.00% and the Nb content to 0.50% or less.
(3) In order to sufficiently precipitate the G phase, it is necessary to secure a Si content of 0.40% or more.
(4) In order to provide durability when using a gasket in a high temperature range of 800 ° C. or higher, it is important to improve high temperature oxidation resistance. Therefore, it is necessary to ensure a Cr content exceeding 16.00%.
(5) In the bead processing portion of the metal gasket, the precipitated phases such as the γ ′ phase, the η phase, and the G phase are finely precipitated using the processing strain as a driving force, and contribute to an increase in high temperature strength.
The present invention has been completed based on such new findings.
上記課題を達成するために、本明細書では以下の発明を開示する。
［１］ 質量％で、Ｃ：０.００５〜０.１００％、Ｓｉ：０.４０〜３.００％、Ｍｎ：０.４０〜２.５０％、Ｎｉ：２２.００〜３５.００％、Ｃｒ：１６.００％超え２３.００％以下、Ｍｏ：０.０２％以上１.００％未満、Ｃｕ：０.０１〜２.００％、Ｔｉ：０.２０〜２.５０％、Ａｌ：０.２０〜０.６０％、Ｎ：０.００２〜０.０３０％、Ｂ：０〜０.０１０％、Ｎｂ：０〜０.５０％、Ｖ：０〜０.５０％、Ｚｒ：０〜０.５０％、Ｗ：０〜０.５０％、Ｔａ：０〜０.５０％、Ｃｏ：０〜０.５０％、ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）：０〜０.２００％、Ｙ：０〜０.２００％、Ｃａ：０〜０.１００、Ｍｇ：０〜０.１００、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼板。
［２］板厚が０.１０〜０.５０ｍｍである上記［１］に記載のステンレス鋼板。
［３］大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供したとき、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）が結晶粒界長さ１０μｍ当たり２.０個以上の個数密度で存在する金属組織となる性質を有する上記［１］または［２］に記載のステンレス鋼板。
［４］ビード加工部を有するメタルガスケット用である上記［１］〜［３］のいずれかに記載のステンレス鋼板。
［５］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のステンレス鋼板を用いたメタルガスケットであって、ビード加工部を有し、ビード頭頂部を接触相手材に押し当てて使用するメタルガスケット。
［６］ガスケットが８００℃を超える温度になる燃焼ガス流路に設置される上記［５］に記載のメタルガスケット。
［７］内燃機関の燃焼ガス流路のシールに使用する上記［５］または［６］に記載のメタルガスケット。
In order to achieve the above object, the present invention discloses the following invention.
[1] By mass%, C: 0.005 to 0.100%, Si: 0.40 to 3.00%, Mn: 0.40 to 2.50%, Ni: 22.00 to 35.00% Cr: more than 16.00% and less than 23.00%, Mo: 0.02% or more and less than 1.00%, Cu: 0.01 to 2.00%, Ti: 0.20 to 2.50%, Al : 0.20 to 0.60%, N: 0.002 to 0.030%, B: 0 to 0.010%, Nb: 0 to 0.50%, V: 0 to 0.50%, Zr: 0 to 0.50%, W: 0 to 0.50%, Ta: 0 to 0.50%, Co: 0 to 0.50%, REM (rare earth elements other than Y): 0 to 0.200%, An austenitic stainless steel sheet having a chemical composition consisting of Y: 0-0.200%, Ca: 0-0.100, Mg: 0-0.100, the balance Fe and inevitable impurities.
[2] The stainless steel plate according to the above [1], wherein the plate thickness is from 0.10 to 0.50 mm.
[3] When subjected to a heating test held in the atmosphere at 800 ° C. for 200 hours, in a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction and the plate thickness direction, a Ni 3 Ti 2 Si type precipitation phase (G The stainless steel plate according to the above [1] or [2], wherein the phase) has a property of forming a metal structure having a number density of 2.0 or more per 10 μm of grain boundary length.
[4] The stainless steel plate according to any one of [1] to [3], which is for a metal gasket having a bead processed portion.
[5] A metal gasket using the stainless steel plate according to any one of the above [1] to [3], having a bead processing portion, and pressing the bead head portion against a contact partner material. .
[6] The metal gasket according to the above [5], which is installed in the combustion gas flow path where the gasket has a temperature exceeding 800 ° C.
[7] The metal gasket according to [5] or [6], which is used for sealing a combustion gas flow path of an internal combustion engine.
上記において、Ｂ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｏ、ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）、Ｙ、Ｃａ、Ｍｇは任意含有元素である。 In the above, B, Nb, V, Zr, W, Ta, Co, REM (rare earth elements except Y), Y, Ca, and Mg are optional elements.
本発明によれば、８００℃前後の高温に長時間曝され、それより高温域に材料温度が上昇することもありうる環境で優れた耐久性を呈するメタルガスケットが、ステンレス鋼材料によって実現できた。 According to the present invention, a metal gasket exhibiting excellent durability in an environment where the material temperature may be exposed to a high temperature around 800 ° C. for a long time and the material temperature may rise to a higher temperature range than that can be realized by the stainless steel material. .
〔化学組成〕
以下に、８００℃付近で保持したときに結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2ＳｉタイプのＧ相が形成され、Ｌａｖｅｓ相の生成が十分に抑止され、かつ優れた耐高温酸化性が得られる化学組成を開示する。化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
[Chemical composition]
Below, a chemical composition in which a Ni 3 Ti 2 Si type G phase is formed at the grain boundary when held at around 800 ° C., the formation of the Laves phase is sufficiently suppressed, and excellent high temperature oxidation resistance is obtained. Is disclosed. “%” Regarding chemical composition means “% by mass” unless otherwise specified.
Ｃは、高温強度の向上に有効な元素であり、固溶強化や析出強化によってステンレス鋼を強化する。Ｃ含有量は０.００５％以上とする必要があり、０.０１０％以上とすることがより効果的である。Ｃ含有量が多すぎると溶製時にＴｉＣが生成し、Ｇ相の形成に必要なＴｉが不足する。Ｃ含有量は０.１００％以下に制限され、０.０５０％未満に管理してもよい。 C is an element effective for improving high-temperature strength, and strengthens stainless steel by solid solution strengthening or precipitation strengthening. The C content needs to be 0.005% or more, and is more effective to be 0.010% or more. When there is too much C content, TiC will produce | generate at the time of melting and Ti required for formation of G phase will run short. The C content is limited to 0.100% or less, and may be controlled to less than 0.050%.
Ｓｉは、Ｎｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相であるＧ相の構成元素である。種々検討の結果、本明細書ではＳｉ含有量を０.４０％以上とする必要があり、０.５０％を超える量とすることがより効果的である。Ｓｉ含有量が多くなりすぎるとオーステナイト相の安定性を損なうとともに、加工性を悪化させる。Ｓｉ含有量は３.００％以下の範囲に制限される。 Si is a constituent element of the G phase, which is a precipitation phase of the Ni 3 Ti 2 Si type. As a result of various studies, in this specification, it is necessary to make the Si content 0.40% or more, and it is more effective to make the content more than 0.50%. If the Si content is too high, the stability of the austenite phase is impaired and the workability is deteriorated. The Si content is limited to a range of 3.00% or less.
Ｍｎは、オーステナイト形成元素であり、高価なＮｉの一部を代替することができる。また、Ｓを固定して熱間加工性を改善する作用を有する。Ｍｎ含有量は０.４０％以上とすることが効果的であり、０.５０％以上とすることがより好ましい。多量のＭｎ含有は高温強度や機械的性質を低下させる要因となるので、本発明ではＭｎ含有量を２.５０％以下に制限する。２.００％未満、あるいは１.５０％以下に管理してもよい。 Mn is an austenite-forming element and can replace a part of expensive Ni. Moreover, it has the effect | action which fixes S and improves hot workability. The Mn content is effectively 0.40% or more, and more preferably 0.50% or more. Since a large amount of Mn content causes a decrease in high-temperature strength and mechanical properties, the Mn content is limited to 2.50% or less in the present invention. You may manage to less than 2.00% or 1.50% or less.
Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を得るために必須の元素であるとともに、本発明ではＧ相の構成元素として極めて重要である。８００℃前後に昇温されたときに十分な量のＧ相を形成させるためには２２.００％以上のＮｉ含有量が必要である。２３.５０％以上とすることがより好ましい。Ｎｉ含有量が高いほど耐へたり性の改善には有利となるが、コスト的な観点からＮｉ含有量は３５.００％以下のＮｉ含有量範囲で成分調整することが望ましい。２８.００％以下に管理してもよい。 Ni is an essential element for obtaining a stable austenite structure, and is extremely important as a constituent element of the G phase in the present invention. In order to form a sufficient amount of G phase when the temperature is raised to about 800 ° C., a Ni content of 22.00% or more is required. More preferably, it is 23.50% or more. The higher the Ni content, the more advantageous the improvement of sag resistance. However, from the viewpoint of cost, the Ni content is desirably adjusted within the Ni content range of 35.00% or less. You may manage to 28.0% or less.
Ｃｒは、耐食性、耐高温酸化性の向上に必要な元素である。発明者らの検討によると、材料の到達温度が７５０℃程度である場合、１３％程度Ｃｒ含有量でもガスケットとして使用できる特性を得ることは可能である。しかしながら、材料温度が８００℃以上の高温になると、メタルガスケットの耐久性は、材料の高温強度や耐へたり性だけでなく、昇温、降温を繰り返した場合の耐高温酸化性にも大きく左右されることがわかった。種々検討の結果、材料温度が８００℃以上に上昇することが想定されるガスケット環境で優れた耐久性を発揮させるためには、耐高温酸化性を向上させる観点から１６.００％を超えるＣｒ含有量を確保する必要がある。１６.３０％以上とすることがより好ましい。ただし、多量のＣｒ含有はＦｅ，Ｃｒタイプの析出相であるσ相が生成することにより、Ｇ相による強化能の低下や靭性の低下を招く要因となる。Ｃｒ含有量は２３.００％以下に制限され、１９.００％以下に管理してもよい。 Cr is an element necessary for improving corrosion resistance and high temperature oxidation resistance. According to the study by the inventors, when the ultimate temperature of the material is about 750 ° C., it is possible to obtain characteristics that can be used as a gasket even with a Cr content of about 13%. However, when the material temperature reaches 800 ° C or higher, the durability of the metal gasket greatly depends not only on the high temperature strength and sag resistance of the material, but also on the high temperature oxidation resistance when the temperature is raised and lowered repeatedly. I found out that As a result of various studies, in order to exhibit excellent durability in a gasket environment where the material temperature is assumed to rise to 800 ° C. or higher, the content of Cr exceeds 16.00% from the viewpoint of improving high-temperature oxidation resistance. It is necessary to secure the amount. More preferably, the content is 16.30% or more. However, if a large amount of Cr is contained, a σ phase, which is a Fe, Cr type precipitation phase, is generated, which causes a decrease in strengthening ability and a decrease in toughness due to the G phase. The Cr content is limited to 23.00% or less, and may be controlled to 19.00% or less.
Ｍｏは、耐食性の向上に有効であるとともに、高温保持中に炭窒化物となって微細分散し高温強度の向上に寄与する。それらの作用を十分発揮させるためにＭｏ含有量は０.０２％以上を確保する。しかしながら、Ｍｏ含有量が多くなると、８００℃以上に温度が上昇するメタルガスケットにおいて耐ガスリーク性の向上が不十分となることがわかった。発明者らの検討によれば、Ｍｏ含有量が増大すると(Ｆｅ，Ｃｒ)2Ｍｏタイプの析出相であるＬａｖｅｓ相が生成することにより、Ｇ相による強化能が低下してしまうことが原因として考えられた。そこで、発明者らはＭｏの許容上限を見極めるための多くの実験を行ってきた。その結果、Ｍｏ含有量を１.００％未満に抑え、かつＧ相の構成元素であるＳｉ、Ｎｉ、Ｔｉの含有量を本発明規定範囲に調整するという成分設計によって、Ｇ相による強化作用を十分に享受できることがわかった。したがって、Ｍｏは１.００％未満の含有量とすることが重要である。 Mo is effective in improving the corrosion resistance, and becomes carbonitride during fine temperature holding to finely disperse and contribute to the improvement in high temperature strength. In order to sufficiently exhibit these functions, the Mo content is ensured to be 0.02% or more. However, it has been found that when the Mo content increases, the improvement in gas leakage resistance is insufficient in a metal gasket whose temperature rises to 800 ° C. or higher. According to the study by the inventors, when the Mo content increases, the Laves phase, which is a precipitation phase of the (Fe, Cr) 2 Mo type, is generated, and the strengthening ability due to the G phase decreases. it was thought. Therefore, the inventors have conducted many experiments to determine the upper limit of Mo. As a result, the strengthening action by the G phase can be achieved by the component design in which the Mo content is suppressed to less than 1.00% and the contents of the constituent elements of the G phase, Si, Ni, and Ti, are adjusted to the specified range of the present invention. It turned out that it can fully enjoy. Therefore, it is important that the Mo content is less than 1.00%.
Ｃｕは、メタルガスケットとして使用する際の昇温に伴ってＣｕ系析出物を形成し、高温強度および耐軟化性の改善に寄与する。Ｃｕ含有量は０.０１％以上とする。ただし、多量のＣｕ含有は熱間加工性を低下させる要因となる。Ｃｕ含有量は２.００％まで許容されるが、１.００％以下に管理してもよい。 Cu forms a Cu-based precipitate as the temperature rises when used as a metal gasket, and contributes to improvement in high-temperature strength and softening resistance. The Cu content is 0.01% or more. However, a large amount of Cu is a factor that reduces hot workability. The Cu content is allowed up to 2.00%, but may be controlled to 1.00% or less.
Ｔｉは、Ｇ相の構成元素として、Ｓｉ、Ｎｉとともに極めて重要である。８００℃付近での加熱によって粒界にＧ相を十分に析出させるためには、０.２０％以上のＴｉ含有量を必要とする。比較的低いＮｉ含有量（例えば２８.００％以下）においても極めて優れた耐ガスリーク性を安定して付与するためには、１.００％を超えるＴｉ含有量を確保することが有利である。過剰のＴｉ含有は介在物起因による表面品質の低下を招く要因となる。Ｔｉ含有量は２.５０％以下に制限され、２.００％未満に管理してもよい。 Ti is extremely important together with Si and Ni as a constituent element of the G phase. In order to sufficiently precipitate the G phase at the grain boundary by heating at around 800 ° C., a Ti content of 0.20% or more is required. In order to stably provide excellent gas leakage resistance even at a relatively low Ni content (for example, 28.0% or less), it is advantageous to secure a Ti content exceeding 1.00%. Excessive Ti content causes a reduction in surface quality due to inclusions. The Ti content is limited to 2.50% or less, and may be controlled to be less than 2.00%.
Ａｌは、Ｎｉ3(Ｔｉ，Ａｌ)タイプの析出相であるγ’相の構成元素である。本発明では０.２０％以上のＡｌ含有量を確保する。過剰にＡｌを含有すると結晶粒界に生成するη相の被覆率が増加するため、Ｇ相の強化能が低下する要因となる。Ａｌ含有量は０.６０％以下に制限される。 Al is a constituent element of the γ ′ phase, which is a Ni 3 (Ti, Al) type precipitation phase. In the present invention, an Al content of 0.20% or more is ensured. If the Al content is excessive, the coverage of the η phase generated at the crystal grain boundary increases, which causes a decrease in the strengthening ability of the G phase. The Al content is limited to 0.60% or less.
Ｎは、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度の上昇に有効な元素である。本発明では０.００２％以上のＮ含有量を確保することが望ましく、０.００４％以上とすることがより好ましい。Ｎ含有量が多すぎると溶製時にＴｉＮが生成し、Ｇ相の形成に必要なＴｉが不足する。Ｎ含有量は０.０３０％以下に制限され、０.０２０％未満に管理してもよい。 N is an element effective for increasing the high temperature strength of austenitic stainless steel. In the present invention, it is desirable to secure an N content of 0.002% or more, and more preferably 0.004% or more. When there is too much N content, TiN will produce | generate at the time of melting and Ti required for formation of G phase will run short. The N content is limited to 0.030% or less, and may be controlled to be less than 0.020%.
Ｂは、任意添加元素であり、高温強度の上昇に有効な炭窒化物の微細析出を促進させ、熱間圧延温度域においてはＳ等の粒界偏析を抑制しエッジクラックの発生を防止する作用を呈する。Ｂを添加する場合は０.０００５％以上の含有量とすることがより効果的である。過剰量のＢを添加すると低融点硼化物が生成しやすくなり、却って熱間加工性を劣化させる要因となる。Ｂ含有量は０.０１０％以下に制限される。 B is an optional additive element that promotes fine precipitation of carbonitrides effective for increasing high-temperature strength, and suppresses the occurrence of edge cracks by suppressing grain boundary segregation such as S in the hot rolling temperature range. Presents. When adding B, it is more effective to make it 0.0005% or more of content. When an excessive amount of B is added, a low melting point boride is easily generated, and on the contrary, it becomes a factor of deteriorating hot workability. The B content is limited to 0.010% or less.
Ｎｂは、任意添加元素であり、メタルガスケットが曝される高温雰囲気下で析出物を形成し、あるいはオーステナイトマトリックス中に固溶し、硬度上昇および耐軟化性向上に寄与する。Ｎｂを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰のＮｂ含有は高温延性低下に起因して熱間加工性を低下させる要因となる。また、Ｎｂは(Ｆｅ，Ｃｒ)2ＮｂタイプのＬａｖｅｓ相を生成する構成元素であるため、過剰のＮｂ含有はＧ相の強化能低下を招く要因となる。Ｎｂ含有量は０.５０％以下に制限される。 Nb is an optional additive element, and forms a precipitate in a high temperature atmosphere to which the metal gasket is exposed, or dissolves in the austenite matrix, contributing to an increase in hardness and an improvement in softening resistance. When Nb is added, it is more effective to set the content to 0.05% or more, and it is more effective to set the content to 0.10% or more. Excessive Nb content causes a decrease in hot workability due to a decrease in hot ductility. Further, since Nb is a constituent element that generates a (Fe, Cr) 2 Nb type Laves phase, excessive Nb content causes a reduction in the strengthening ability of the G phase. The Nb content is limited to 0.50% or less.
Ｖは、任意添加元素であり、硬度上昇、耐へたり性改善に有効な析出物を形成する。Ｖを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰のＶ含有は加工性、靭性の低下要因となる。Ｖ含有量は０.５０％以下に制限される。 V is an optional additive element and forms a precipitate effective in increasing hardness and improving sag resistance. When V is added, it is more effective to set the content to 0.05% or more, and it is more effective to set the content to 0.10% or more. Excess V content becomes a factor of lowering workability and toughness. The V content is limited to 0.50% or less.
Ｚｒは、任意添加元素であり、高温強度の向上に有効であるとともに、微量の添加で耐高温酸化性を向上させる作用を有する。Ｚｒを添加する場合は０.０１％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.０５％以上とすることが一層効果的である。過剰のＺｒ含有はσ脆化を招き、鋼の靱性を損なう。Ｚｒ含有量は０.５０％以下に制限される。 Zr is an optional additive element, which is effective for improving the high-temperature strength and has the effect of improving the high-temperature oxidation resistance when added in a small amount. When Zr is added, it is more effective to set the content to 0.01% or more, and it is more effective to set the content to 0.05% or more. Excessive Zr content causes σ embrittlement and impairs the toughness of the steel. The Zr content is limited to 0.50% or less.
Ｗは、任意添加元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｗを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰にＷを含有させると鋼が過度に硬質となり、原料コストも高くなる。Ｗ含有量は０.５０％以下に制限される。 W is an optional additive element and is effective in improving the high temperature strength. When W is added, it is more effective to set the content to 0.05% or more, and it is more effective to set the content to 0.10% or more. If W is excessively contained, the steel becomes excessively hard and the raw material cost increases. The W content is limited to 0.50% or less.
Ｔａは、任意添加元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｔａを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰のＴａ含有は製造性、靭性の低下要因となる。Ｔａ含有量は０.５０％以下に制限される。 Ta is an optional additive element and is effective in improving the high temperature strength. When Ta is added, it is more effective to set the content to 0.05% or more, and it is more effective to set the content to 0.10% or more. Excessive Ta content causes a decrease in manufacturability and toughness. Ta content is limited to 0.50% or less.
Ｃｏは、任意添加元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｃｏを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰にＣｏを含有させると鋼が過度に硬質となり、原料コストも高くなる。Ｃｏ含有量は０.５０％以下に制限される。 Co is an optional additive element and is effective in improving the high temperature strength. When Co is added, it is more effective to set the content to 0.05% or more, and it is more effective to set the content to 0.10% or more. If Co is contained excessively, the steel becomes excessively hard and the raw material cost increases. Co content is limited to 0.50% or less.
ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）、Ｙ、Ｃａ、Ｍｇは、任意添加元素であり、いずれも熱間加工性や耐酸化性の改善に有効である。これらの１種以上を添加する場合、いずれもそれぞれ０.００１％以上の含有量とすることがより効果的である。過剰に添加しても上記の効果は飽和する。ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）は０.２００％以下、Ｙは０.２００％以下、Ｃａは０.１００％以下、Ｍｇは０.１００％以下の含有量範囲でそれぞれ添加すればよい。 REM (rare earth elements other than Y), Y, Ca, and Mg are optional additive elements, and all are effective in improving hot workability and oxidation resistance. In the case of adding one or more of these, it is more effective to set the content to 0.001% or more for each. Even if it adds excessively, said effect will be saturated. REM (rare earth elements other than Y) may be added in a content range of 0.200% or less, Y is 0.200% or less, Ca is 0.100% or less, and Mg is 0.100% or less.
〔鋼板〕
本発明に従うステンレス鋼板は、ビードを形成するためのプレス加工を経てメタルガスケットに成形される。そのため、ガスケットに必要なバネ性（強度）を有しつつ、ビード成形可能な加工性を有している必要がある。具体的には、常温硬さが１５０〜４５０ＨＶに調整されたオーステナイト系ステンレス鋼板であることが望ましく、３００〜４００ＨＶであるものがより好適な対象となる。板厚は、耐熱メタルガスケットの用途に応じて例えば０.１０〜０.５０ｍｍの範囲で設定すればよい。
〔steel sheet〕
The stainless steel plate according to the present invention is formed into a metal gasket through a press process for forming a bead. Therefore, it is necessary to have a workability capable of bead molding while having a spring property (strength) necessary for the gasket. Specifically, the austenitic stainless steel sheet having a normal temperature hardness adjusted to 150 to 450 HV is desirable, and a 300 to 400 HV is more suitable. The plate thickness may be set in the range of, for example, 0.10 to 0.50 mm depending on the application of the heat-resistant metal gasket.
この鋼板（素材鋼板）は、メタルガスケットの形状に加工された後、ガスケットとして使用される前の部品段階、あるいはガスケットとしての使用中に８００℃前後で長時間加熱された際、オーステナイト結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相であるＧ相が十分に生成する性質を備えている。この８００℃前後での加熱によって、特にビード加工部では加工ひずみが駆動力となって、γ’相、η相、Ｇ相がそれぞれ微細に析出し、析出強化作用が得られる。この析出強化によって８００℃前後およびそれより高温域での高温強度が上昇し、特にメタルガスケットとして使用される初期の段階での耐ガスリーク性が顕著に改善される。また、長期の使用においては結晶粒界に分布したＧ相の粒界強化作用が発揮されて耐へたり性が向上し、引き続き優れた耐ガスリーク性が維持される。 This steel plate (raw steel plate) is processed into the shape of a metal gasket, and when it is heated for a long time at around 800 ° C. before being used as a gasket or during use as a gasket, the austenite grain boundary Furthermore, it has a property that the G phase, which is a precipitation phase of the Ni 3 Ti 2 Si type, is sufficiently generated. By heating at around 800 ° C., particularly in the bead processing portion, the processing strain becomes a driving force, and the γ ′ phase, the η phase, and the G phase are finely precipitated and a precipitation strengthening action is obtained. This precipitation strengthening increases the high-temperature strength at around 800 ° C. and in a higher temperature range, and remarkably improves the gas leak resistance particularly in the initial stage of use as a metal gasket. Further, in the long-term use, the grain boundary strengthening action of the G phase distributed in the crystal grain boundaries is exhibited, the sag resistance is improved, and the excellent gas leak resistance is continuously maintained.
上記の各化合物相がビード加工部で微細析出する能力を有している素材鋼板であるかどうかは、当該素材鋼板（冷延鋼板または冷延焼鈍鋼板）から採取されたサンプルを用いて評価することができる。前記サンプルを８００℃で２００時間保持する加熱試験に供したとき、オーステナイト結晶粒界にＧ相が十分に形成されていれば、当該鋼板はビード加工部で上記の微細析出が生じる能力を有していると評価できる。発明者らの調査によれば、上記の加熱試験に供すると、Ｇ相が明らかに析出する場合と、ほとんど析出しない場合に大きく２分される。すなわち、Ｇ相が析出する試料では２００時間の上記加熱後に多量のＧ相が明確に観測される。Ｇ相が十分に析出する鋼板であることの確認は、具体的には以下に記載する性質を有する鋼板であるかどうかで判断できる。 Whether or not each of the above compound phases is a raw steel plate having the ability to finely precipitate in the bead processed portion is evaluated using a sample taken from the raw steel plate (cold rolled steel plate or cold rolled annealed steel plate). be able to. When the sample is subjected to a heating test that is held at 800 ° C. for 200 hours, if the G phase is sufficiently formed at the austenite grain boundaries, the steel sheet has the ability to cause the fine precipitation at the bead processed part. Can be evaluated. According to the investigation by the inventors, when subjected to the above heating test, it is largely divided into two when the G phase is clearly precipitated and when it is hardly precipitated. That is, in the sample in which the G phase is precipitated, a large amount of the G phase is clearly observed after the heating for 200 hours. The confirmation that the G phase is a sufficiently precipitated steel sheet can be specifically determined by whether or not the steel sheet has the properties described below.
（Ｇ相が十分に析出する鋼板）
大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供したとき、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）が結晶粒界長さ１０μｍ当たり２.０個以上の個数密度で存在する金属組織となる性質を有する鋼板。
ここで、結晶粒界に存在する粒子がＧ相であるかどうかは、ＳＥＭ−ＥＤＸ法などにより、その場で判定することができる。観察視野は、結晶粒界のトータル長さが１００μｍ以上となるように１つまたは複数の視野を無作為に選択する。
(Steel plate on which G phase is sufficiently precipitated)
When subjected to a heating test held at 800 ° C. in the atmosphere for 200 hours, a Ni 3 Ti 2 Si type precipitation phase (G phase) is present at the grain boundary in the cross section (L cross section) parallel to the rolling direction and the plate thickness direction. A steel sheet having the property of becoming a metal structure present at a number density of 2.0 or more per 10 μm grain boundary length.
Here, whether or not the particles present at the crystal grain boundaries are in the G phase can be determined on the spot by the SEM-EDX method or the like. As the observation visual field, one or a plurality of visual fields are randomly selected so that the total length of the crystal grain boundaries is 100 μm or more.
図１に、本発明に従うステンレス鋼板（後述表２の例Ｎｏ.１−１）のＬ断面のＳＥＭ写真を例示する。Ｇ相とη相が確認できる。 In FIG. 1, the SEM photograph of the L cross section of the stainless steel plate (example No. 1-1 of Table 2 mentioned later) according to this invention is illustrated. G phase and η phase can be confirmed.
〔製造方法〕
上記のステンレス鋼板は、一般的なステンレス鋼板の大量生産設備を利用して製造することができる。具体的には、以下の工程が例示できる。
溶製→連続鋳造→熱間圧延→熱延板焼鈍→冷間圧延→（中間焼鈍→中間冷間圧延）→仕上焼鈍→（仕上冷間圧延）
ここで、括弧内の中間焼鈍および中間冷間圧延は必要に応じて１回または複数回行うことができる。また、最後の仕上冷間圧延を省略して、仕上焼鈍材をガスケット加工用の素材として使用することもできる。上記には記載していないが、各焼鈍後には適宜酸洗が行われる。仕上焼鈍温度は例えば１０００〜１１００℃とすることができる。仕上冷間圧延率は例えば３０〜７５％とすることができる。
〔Production method〕
Said stainless steel plate can be manufactured using the mass production facilities of a general stainless steel plate. Specifically, the following steps can be exemplified.
Melting → Continuous casting → Hot rolling → Hot rolled sheet annealing → Cold rolling → (Intermediate annealing → Intermediate cold rolling) → Finish annealing → (Finishing cold rolling)
Here, the intermediate annealing and the intermediate cold rolling in parentheses can be performed once or a plurality of times as necessary. Further, the final finish cold rolling can be omitted, and the finish annealed material can be used as a gasket processing material. Although not described above, pickling is appropriately performed after each annealing. Finish annealing temperature can be 1000-1100 degreeC, for example. A finish cold rolling rate can be made into 30 to 75%, for example.
表１に示す鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚４.０ｍｍとし、焼鈍、酸洗を施し、その後「冷間圧延、焼鈍、酸洗」の工程を２回行ったのち仕上冷間圧延を施して、板厚０.２５ｍｍの供試鋼板を得た。最後の焼鈍（仕上焼鈍）は、大気雰囲気、１０５０℃、３０秒、空冷の条件で行った。仕上冷間圧延率は４０％とした。一部の例（後述表２の例Ｎｏ.１−２、２−２）では上記仕上冷間圧延を省略して、板厚０.２５ｍｍの冷延焼鈍鋼板を作製し、それを供試鋼板とした。 The steel shown in Table 1 is melted, hot rolled to a plate thickness of 4.0 mm, annealed and pickled, and then the process of “cold rolling, annealing, pickling” is performed twice and then finish cooling. Cold rolling was performed to obtain a test steel plate having a thickness of 0.25 mm. The final annealing (finish annealing) was performed under conditions of air atmosphere, 1050 ° C., 30 seconds, and air cooling. The finish cold rolling rate was 40%. In some examples (Example Nos. 1-2 and 2-2 in Table 2 to be described later), the above finish cold rolling is omitted, and a cold-rolled annealed steel sheet having a thickness of 0.25 mm is produced and used as a test steel sheet. It was.
〔Ｇ相析出能〕
供試鋼板から採取した試料を大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供した。加熱試験後の試料の圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）についてＳＥＭ観察を行い、結晶粒界に存在するＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）の個数をカウントし、結晶粒界長さ１０μｍ当たりの個数密度を求めた。Ｇ相の同定はＳＥＭに付属のＥＤＸにて行った。観察視野は、結晶粒界のトータル長さが１００μｍ以上となるように複数の視野を無作為に選択した。この試験により結晶粒界のＧ相の個数密度が２.０個／１０μｍ以上となれば、その鋼板はＧ相が十分に析出する性質を有していると評価できる。したがって、Ｇ相の個数密度が２.０個／１０μｍ以上を○（Ｇ相析出能；良好）、それ以外を×（Ｇ相析出能；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。
[G-phase precipitation ability]
A sample collected from the test steel plate was subjected to a heating test that was held at 800 ° C. in the atmosphere for 200 hours. SEM observation is performed on the cross section (L cross section) parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of the sample after the heating test, and the number of Ni 3 Ti 2 Si type precipitation phases (G phase) present at the grain boundaries is counted. The number density per 10 μm of grain boundary length was determined. The identification of the G phase was performed by EDX attached to the SEM. A plurality of fields of view were randomly selected so that the total length of the crystal grain boundaries was 100 μm or more. If the number density of the G phase at the crystal grain boundary is 2.0 / 10 μm or more by this test, it can be evaluated that the steel sheet has a property that the G phase is sufficiently precipitated. Therefore, the number density of G phase was 2.0 / 10 μm or more was evaluated as ◯ (G phase precipitation ability: good), and the others were evaluated as x (G phase precipitation ability: poor), and the evaluation was evaluated as pass.
〔耐へたり性〕
供試鋼板を素材に用いて、外径がφ５０ｍｍ、内径がφ３２ｍｍのリング状を呈し、そのリングの内縁部周辺に幅３ｍｍ、高さ０.５ｍｍのビードを有するガスケット試験片をプレス成形により作製した。図２にそのガスケット試験片の形状を模式的に示す。図２中の右側の図は、ガスケット試験片のリング中心を通り、板厚方向に平行な平面で切断した断面の形状（リング中心に対し片側のみ）を表したものである。ビード高さを記号ｈで示してある。このメタルガスケット試験片を用いて、以下の拘束試験ＡおよびＢを行い、それらの試験後のビード高さの差を求めて、へたり量を定めた。
[Sag resistance]
Using a test steel plate as a raw material, a gasket test piece having a ring shape with an outer diameter of φ50 mm and an inner diameter of φ32 mm and having a bead with a width of 3 mm and a height of 0.5 mm around the inner edge of the ring is produced by press molding. did. FIG. 2 schematically shows the shape of the gasket test piece. The drawing on the right side in FIG. 2 shows the cross-sectional shape (only one side with respect to the ring center) cut through a plane parallel to the plate thickness direction through the ring center of the gasket test piece. The bead height is indicated by the symbol h. Using this metal gasket test piece, the following restraint tests A and B were conducted, the difference in bead height after these tests was determined, and the amount of sag was determined.
（拘束試験Ａ）
成形後に熱履歴や締め付け履歴をまだ一度も受けていないメタルガスケット試験片（以下「新品メタルガスケット試験片」と言う。）を、鋼製の拘束治具にセットした。図３に、ガスケット試験片を拘束治具にセットした状態の断面を模式的に示す。ガスケット試験片１を接触相手材２の間にはさみ、締結ボルト３によって所定のトルクで均等に締め付けた。締結ボルト３はガスケット試験片１の周囲に均等に４本あり、図３中には締結ボルト３およびナットについてのみ便宜的に外観形状を表示してある。締め付け終了後、締結ボルト３による締め付けを緩めて除荷し、ガスケット試験片１を取り出した。
(Restriction test A)
A metal gasket test piece (hereinafter referred to as a “new metal gasket test piece”) that has not received any heat history or tightening history after molding was set in a steel restraining jig. In FIG. 3, the cross section of the state which set the gasket test piece to the restraining jig is shown typically. The gasket test piece 1 was sandwiched between the contact counterparts 2 and tightened evenly with a predetermined torque by the fastening bolts 3. There are four fastening bolts 3 evenly around the gasket test piece 1, and only the fastening bolts 3 and nuts are shown for convenience in FIG. 3. After completion of tightening, the tightening with the fastening bolt 3 was loosened and unloaded, and the gasket test piece 1 was taken out.
（拘束試験Ｂ）
別の新品メタルガスケット試験片を、上記と同様の方法で拘束治具にセットした。締め付けトルクは拘束試験Ａと同じとした。この拘束治具をガスケット試験片１が拘束されている状態のまま大気中８００℃で２００時間保持した後、常温の室内で放冷した。放冷後、常温にて拘束治具の一方の接触相手材２のみに取り付けてあるガス導入管４から、窒素ガスを０.５ＭＰａの圧力で、ガスケット試験片１と上下の接触相手材２に囲まれる空間に導入し、その空間から外部にリークするガスの流量（ｃｍ3／ｍｉｎ）を測定した。その後、締結ボルト３による締め付けを緩めて除荷し、ガスケット試験片１を取り出した。
(Restraining test B)
Another new metal gasket test piece was set on the restraining jig in the same manner as described above. The tightening torque was the same as in restraint test A. The restraining jig was held at 800 ° C. in the atmosphere for 200 hours while the gasket test piece 1 was restrained, and then allowed to cool in a room temperature room. After standing to cool, nitrogen gas is applied to the gasket test piece 1 and the upper and lower contact counterparts 2 at a normal pressure from a gas introduction tube 4 attached to only one contact counterpart 2 of the restraining jig at room temperature. The gas was introduced into the enclosed space, and the flow rate (cm 3 / min) of gas leaking from the space to the outside was measured. Thereafter, the tightening with the fastening bolt 3 was loosened to remove the load, and the gasket test piece 1 was taken out.
拘束試験ＡおよびＢを終えたガスケット試験片について、それぞれ図２に符号ｈで示したビード高さを測定した。そして、下記（１）式により「へたり量」（μｍ）を求めた。
へたり量（μｍ）＝ｈA−ｈB …（１）
ここで、ｈAは拘束試験Ａを終えた試験片のビード高さ（μｍ）、ｈBは拘束試験Ｂを終えた試験片のビード高さ（μｍ）である。
この「へたり量」が５０μｍ以下であるメタルガスケットは、８００℃以上の温度で非常に優れた耐へたり性を呈すると評価できる。したがって、へたり量５０μｍ以下を○（耐へたり性；良好）、それ以外を×（耐へたり性；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。
About the gasket test piece which finished the restraint tests A and B, the bead height shown with the code | symbol h in FIG. 2 was measured, respectively. Then, the “sagging amount” (μm) was determined by the following equation (1).
Sag amount (μm) = h A −h B (1)
Here, h A is the bead height (μm) of the test piece after the restraint test A, and h B is the bead height (μm) of the test piece after the restraint test B.
It can be evaluated that a metal gasket having a “sag amount” of 50 μm or less exhibits very excellent sag resistance at a temperature of 800 ° C. or higher. Therefore, a sagging amount of 50 μm or less was evaluated as ◯ (sagging resistance: good), and the others were evaluated as x (sagging resistance: poor), and the ◯ evaluation was determined to be acceptable.
〔耐高温酸化性〕
供試鋼板から２５ｍｍ×３５ｍｍの試験片を採取し、表面を番手４００（ＪＩＳ Ｒ６０１０：２０００に規定される粒度Ｐ４００）のエメリー研磨紙による乾式研磨仕上とし、「大気中８００℃で５分間加熱→常温大気中で５分間冷却」を１サイクルとする熱処理を連続して２０００サイクル行い、下記（２）式により酸化増減量（ｍｇ／ｃｍ2）を求めた。
酸化増減量（ｍｇ／ｃｍ2）＝（Ｗ2000−Ｗ0）／Ｓ0 …（２）
ここで、Ｗ2000は２０００サイクル終了後の試験片質量（ｍｇ）、Ｗ0は試験前の試験片質量（ｍｇ）、Ｓ0は試験前の試験片表面積（ｃｍ2）である。
この酸化増減量が０〜１.００ｍｇ／ｃｍ2である鋼板は、８００℃以上の温度で使用されるメタルガスケット素材に適した耐高温酸化性を有していると評価できる。したがって、酸化増減量０〜１.００ｍｇ／ｃｍ2のものを○（耐高温酸化性；良好）、それ以外を×（耐高温酸化性；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。なお、この酸化増減量が負の値である鋼板は、酸化スケールが剥離したことにより質量が減少したものである。
[High temperature oxidation resistance]
A test piece of 25 mm × 35 mm was taken from the test steel plate, and the surface was dry-polished with emery abrasive paper of count 400 (grain size P400 specified in JIS R6010: 2000). for 5 minutes cooling "at room temperature in the atmosphere do 2000 cycles in succession heat-treated for one cycle to determine the amount of oxidation increase and decrease (mg / cm 2) by the following equation (2).
Oxidation increase / decrease amount (mg / cm 2 ) = (W 2000 −W 0 ) / S 0 (2)
Here, W 2000 is the test piece mass (mg) after the end of 2000 cycles, W 0 is the test piece mass (mg) before the test, and S 0 is the test piece surface area (cm 2 ) before the test.
It can be evaluated that a steel plate having an oxidation increase / decrease amount of 0 to 1.00 mg / cm 2 has high-temperature oxidation resistance suitable for a metal gasket material used at a temperature of 800 ° C. or higher. Therefore, an oxidation increase / decrease amount of 0 to 1.00 mg / cm 2 was evaluated as ◯ (high temperature oxidation resistance; good), and the others were evaluated as x (high temperature oxidation resistance; poor), and the evaluation was determined as pass. In addition, the steel plate whose oxidation increase / decrease amount is a negative value has a reduced mass due to peeling of the oxide scale.
〔耐ガスリーク性〕
上記の拘束試験Ｂを行ったときに測定したガスリーク流量により、耐ガスリーク性を評価した。この試験におけるガスリーク流量が１０.０ｃｍ3／ｍｉｎ以下であれば、８００℃付近あるいはそれより高温域に昇温されるメタルガスケットとして優れたシール性能を有していると判断できる。したがって、ガスリーク流量１０.０ｃｍ3／ｍｉｎ以下のものを○（耐ガスリーク性；良好）、それ以外を×（耐ガスリーク性；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。
これらの結果を表２に示す。
(Gas leak resistance)
The gas leak resistance was evaluated based on the gas leak flow rate measured when the restraint test B was performed. If the gas leak flow rate in this test is 10.0 cm 3 / min or less, it can be judged that the metal gasket has excellent sealing performance as a metal gasket heated to a temperature around 800 ° C. or higher. Therefore, a gas leak flow rate of 10.0 cm 3 / min or less was evaluated as ◯ (gas leak resistance: good) and the others were evaluated as x (gas leak resistance: poor), and the evaluation was determined as pass.
These results are shown in Table 2.
本発明で規定する化学組成に調整されたステンレス鋼板（本発明例）はいずれも、８００℃付近でＧ相が十分に析出する性質を有しており、その鋼板を素材に用いると８００℃付近で優れた耐久性を呈するメタルガスケットが得られることが確認された。８００℃付近で結晶粒界に形成されたＧ相は、材料温度が８００℃を超える温度域まで上昇した場合にも優れた耐久性の維持に寄与すると考えられる。 All of the stainless steel plates (examples of the present invention) adjusted to the chemical composition defined in the present invention have a property that the G phase is sufficiently precipitated at around 800 ° C. It was confirmed that a metal gasket exhibiting excellent durability was obtained. The G phase formed at the crystal grain boundary near 800 ° C. is considered to contribute to maintaining excellent durability even when the material temperature rises to a temperature range exceeding 800 ° C.
これに対し、本発明で規定する化学組成を満たさない各比較例の鋼板は、８００℃付近で使用される際の良好な耐ガスリーク性を実現できなかった。このうちＮｏ.３２は、結晶粒界へのＧ相の析出は認められたが、Ｍｏ含有量が高いためにＬａｖｅｓ相が生成し、Ｇ相による強化作用が十分発揮されなかった例である。 On the other hand, the steel plate of each comparative example that does not satisfy the chemical composition defined in the present invention could not realize good gas leak resistance when used near 800 ° C. Among these, No. 32 is an example in which precipitation of the G phase at the grain boundaries was observed, but the Laves phase was generated due to the high Mo content, and the strengthening action by the G phase was not sufficiently exhibited.
１ ガスケット試験片
２ 接触相手材
３ 締結ボルト
４ ガス導入管
1 Gasket specimen 2 Contact material 3 Fastening bolt 4 Gas inlet pipe
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|---|---|---|---|---|
| JP2020041195A (en) * | 2018-09-12 | 2020-03-19 | 日鉄ステンレス株式会社 | Metallic gasket intermediate product, and manufacturing method of metallic gasket |
| CN110952036A (en) * | 2019-12-16 | 2020-04-03 | 上海华培动力科技股份有限公司 | Free-cutting heat-resistant steel and preparation method thereof |
| CN115210387A (en) * | 2020-02-27 | 2022-10-18 | 日铁不锈钢株式会社 | Stainless steel having excellent mirror polishing properties and method for producing same |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6160868A (en) * | 1984-08-28 | 1986-03-28 | Nippon Stainless Steel Co Ltd | Steel for heat generator cover tube |
| JP2015196889A (en) * | 2014-04-02 | 2015-11-09 | 日新製鋼株式会社 | Austenitic stainless steel sheet for gasket and the gasket |
-
2017
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Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6160868A (en) * | 1984-08-28 | 1986-03-28 | Nippon Stainless Steel Co Ltd | Steel for heat generator cover tube |
| JP2015196889A (en) * | 2014-04-02 | 2015-11-09 | 日新製鋼株式会社 | Austenitic stainless steel sheet for gasket and the gasket |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2020041195A (en) * | 2018-09-12 | 2020-03-19 | 日鉄ステンレス株式会社 | Metallic gasket intermediate product, and manufacturing method of metallic gasket |
| JP7090514B2 (en) | 2018-09-12 | 2022-06-24 | 日鉄ステンレス株式会社 | How to manufacture metal gasket intermediate products and metal gaskets |
| CN110952036A (en) * | 2019-12-16 | 2020-04-03 | 上海华培动力科技股份有限公司 | Free-cutting heat-resistant steel and preparation method thereof |
| CN115210387A (en) * | 2020-02-27 | 2022-10-18 | 日铁不锈钢株式会社 | Stainless steel having excellent mirror polishing properties and method for producing same |
| CN115210387B (en) * | 2020-02-27 | 2023-06-27 | 日铁不锈钢株式会社 | Stainless steel excellent in mirror-polishing properties and method for producing same |
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