JP4116134B2

JP4116134B2 - Austenitic stainless steel excellent in high temperature sag resistance and method for producing the same

Info

Publication number: JP4116134B2
Application number: JP04670998A
Authority: JP
Inventors: 茂樹室賀; 和夫石井; 隆桂井; 茂平田; 雄二池上
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Yakin Kogyo Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Nippon Yakin Kogyo Co Ltd
Priority date: 1998-02-27
Filing date: 1998-02-27
Publication date: 2008-07-09
Anticipated expiration: 2018-02-27
Also published as: JPH11241145A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐高温へたり性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法に関し、詳しくは、自動車やオートバイの高温燃焼ガスを外部に排出する部分、例えば、エキゾーストマニホールドとエキゾーストパイプの合わせ面の高温用ガスケットなどとして好適に用いられるオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法についての提案である。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用ガスケットとしては、従来、アスベストが使用されてきたが、このアスベストが環境に及ぼす悪影響が指摘されたのちは、これに代わるものとして、主としてステンレス鋼製のメタルガスケットが賞用されてきた。
【０００３】
この用途に用いられているステンレス鋼としては、SUS-301 系のものが多く、冷間加工によってオーステナイト組織をマルテンサイト相に加工誘起変態させることにより、高強度化することでバネ性を付与したものである。このようなステンレス鋼は、シリンダーヘッド部のガスケット用素材として使用され、現在でもメタルガスケットの主流である。
【０００４】
一般に、メタルガスケットが用いられているシリンダーヘッド部というのは、エンジン冷却水の循環により、あまり高温とはならず、最高温度でも200 ℃程度である。従って、この部分に用いられるガスケットについては、エンジンの爆発燃焼により大きな繰り返し応力を受けるため、むしろ疲労特性に対する備えが必要であり、その特性の向上が求められている。
【０００５】
これに対し、燃焼ガスを外部に排出するために用いられるエキゾーストパイプやエキゾーストマニホールドなどの排気系に用いられるガスケットについては、その燃焼ガスの影響により常に 500〜600 ℃の高温に曝される。従って、この部分のガスケットには、疲労強度よりはむしろ、高温での使用に耐え得るような高温強度特性が必要になってくる。そのため、このような個所に使うガスケット材料としては、従来、アスベストなどの使用が不可欠とされてきたが、前述した理由によりメタルガスケットに変更する必要がでてきている。
【０００６】
高温域で使用されるガスケットについては、特開平７−3407号公報では、従来のSUS-301 系ステンレス鋼に比べてＮ, Ｃを多量に添加し、Alを所定量含有させることで高温での特性を改善した材料を提案している。しかしながら、近年、エンジンの高性能化に対応し、かかるステンレス鋼に対して耐熱性のさらなる向上が求められている。加えて、現在のガスケット用ステンレス鋼は、有価金属であるNiを8 〜16wt％も含有しているため高価であることから、コストダウンを図る必要もある。
【０００７】
さらに、特開平７−3407号公報では、冷間加工に伴なう加工誘起変態によってマルテンサイト相を析出させたステンレス鋼を提案している。しかし、この加工誘起マルテンサイト相は、500 〜600 ℃の温度域においてマルテンサイト相からオーステナイト相への逆変態が生じて軟化し、急激にへたりが生じるという問題があった。即ち、高温での組織の安定性と耐久性に不安があった。
【０００８】
また、こうしたステンレス鋼の高温での特性を改善するためには、Ｎの添加が有効であることも知られている。例えば、特開平７−3407号公報ではＮを積極的に添加したステンレス鋼を提案している。それは、Ｎを多量に添加すると、オーステナイト相の安定度が高くなり、加工誘起マルテンサイト相が生じなくなり、さらに、高温にさらされる時間が短い場合に高温強度の向上が期待できるからである。しかし、冷間加工を施し、バネ性を付与した材料を高温に長時間(400hr〜) 保持した場合、回復，再結晶，および粗大なCr窒化物が多量析出して急激に軟化し、そのためにへたりが生じてしまうという問題があった。冷間圧延した材料を高温で使用する場合、加工誘起マルテンサイト相を含まなくても、回復，再結晶が起きると歪みが解放され、バネ性がなくなってしまい、これに対する備えをする必要があった。また、Cr窒化物の析出に関しても、冷間加工した材料では、析出速度が、焼鈍状態に比べて２桁程度大きくなることが知られており、これに対する配慮もなされていなかった。以上の理由より、Ｎ添加による高温強度の向上にも限界があり、冷間加工した状態で高温で使用されるガスケット材料としては、不十分であった。
【０００９】
そこで、本発明の主たる目的は、高温強度ならびに耐高温へたり性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼を提案することにある。
本発明の他の目的は、バネ性およびシール性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼を提案することにある。
本発明の他の目的は、高温に晒される排気系に用いられて有益な高温用ガスケット材料を提案することにある。
また、本発明のさらに他の目的は、上掲の目的に適うオーステナイト系ステンレス鋼を有利に製造する方法を開発, 提案することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明は、従来技術が抱えている上述した問題点を解決し、上掲の目的を実現するために開発したものであり、その要旨とするところは、Ｃ：０．０３〜０．２０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：１０〜２５ｗｔ％、Ｎｉ：８ｗｔ％以下、Ｃｒ：１４〜２０ｗｔ％、Ｎ：０．２０〜０．５０ｗｔ％、Ｗ：０．５〜６．０ｗｔ％の範囲内で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、オーステナイト安定指数である下記Ｎｉ当量；
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０．３８Ｍｎ＋２２Ｃ＋１３Ｎ−０．０７７Ｃｒ−０．５Ｓｉ−０．１４( Ｗ)
が１４．０以上を満足することを特徴とする耐高温へたり性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼である。
【００１１】
また、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．２０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：１０〜２５ｗｔ％、Ｎｉ：８ｗｔ％以下、Ｃｒ：１４〜２０ｗｔ％、Ｎ：０．２０〜０．５０ｗｔ％、Ｂ：０．００１〜０．０５ｗｔ％、Ｗ：０．５〜６．０ｗｔ％の範囲内で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、オーステナイト安定指数である下記Ｎｉ当量；
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０．３８Ｍｎ＋２２Ｃ＋１３Ｎ＋１０Ｂ−０．０７７Ｃｒ−０．５Ｓｉ−０．１４( Ｗ)
が１４．０以上を満足することを特徴とする耐高温へたり性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼を提案する。
【００１４】
また、本発明において、上記成分組成中にはさらに、０．５〜６．０ｗｔ％のＭｏを含有し、かつＮｉ当量が；
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０．３８Ｍｎ＋２２Ｃ＋１３Ｎ−０．０７７Ｃｒ−０．５Ｓｉ−０．１４(Ｍｏ＋Ｗ)
Ｎｉ当量＝Ｎｉ＋０．３８Ｍｎ＋２２Ｃ＋１３Ｎ＋１０Ｂ−０．０７７Ｃｒ−０．５Ｓｉ−０．１４(Ｍｏ＋Ｗ)
であることを特徴とする耐高温へたり性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼である。
【００１５】
また、上掲の本発明にかかるオーステナイト系ステンレス鋼は、基本的に、上述した成分組成とNi当量を有する鋼素材を、常法に従って溶製し、鋳造し、熱間圧延、冷間粗圧延後、焼鈍したのち、圧下率が20wt％以上の最終冷間圧延を施し、さらにその後、300 〜600 ℃の温度で時効処理を施すことによって製造することができる。
【００１６】
発明者らは、高価なNiを使うまでもなくオーステナイト組織にすることができる高マンガンオーステナイト系ステンレス鋼に着目し、研究を行った。その結果、オーステナイト安定指数であるNi当量を上記式を満足するように調整した場合、オーステナイト相が安定となり、冷間加工により加工誘起マルテンサイト相が誘起されないことが判った。このため、冷間加工後の加工誘起マルテンサイト相がオーステナイト相へ逆変態するという現象はなく、これによる急激なへたり現象は、完全に防止することができる。
【００１７】
へたりの原因としては、加工誘起マルテンサイト相がオーステナイト相へ逆変態する現象だけでなく、冷間加工材の回復再結晶によっても生じる。そこで、これに対する対策を高マンガン鋼をベースとする合金について詳細に検討した。その結果、この種の鋼にMo, Ｗを添加すると、耐熱性 (高温強度、高温へたり性) が飛躍的に向上することを見いだした。即ち、冷間圧延を施した材料は、500 〜600 ℃の温度にさらされると、回復, 再結晶し、へたりが生じてしまうが、高マンガンオーステナイトステンレス鋼にMo, Ｗを添加すると、その回復, 再結晶の温度を高温側にシフトさせることができ、これにより耐熱性が向上することをつきとめた。この点、Mo, Ｗの添加の一般的な作用は、これらの元素をマトリックス中に固溶させて強化する、いわゆる固溶強化による耐熱性の改善が一般的であるのに対し、本発明の場合、回復, 再結晶温度を変えることで耐熱性を改善するという点で、全く異なる考え方を利用している。
【００１８】
また、かかる高マンガンオーステナイト系ステンレス鋼の冷間加工材のCr窒化物析出におよぼす添加元素の影響についても検討した。その結果、この鋼にＢを添加した場合には、Cr窒化物の析出を著しく長時間側(1000hr 以上) にシフトさせ得ることをつきとめた。Cr窒化物の析出による軟化は、前記の加工誘起マルテンサイト相の逆変態による軟化，冷間加工材の回復，再結晶による軟化ほど大きくはないが、析出がはじまると、継続的に緩やかに軟化させる。これを防止することで、長時間の安定的使用を確保することができる。Cr窒化物の析出に対するＢの効果は、NiをMnに置換したことで、積層欠陥エネルギーが著しく低下し、これによってCr窒化物の優先析出位置であった転位の性格が大きく変わること、即ち、拡散速度の大きなＢが前記析出位置に優先的に拡散し、Cr窒化物の析出を抑制するためと考えられる。
【００１９】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において、素材の成分組成を上記のように限定した理由について説明する。
Ｃ：0.03〜0.20wt％
Ｃは、マトリックスを固溶強化するとともに、オーステナイト組織を安定にし、さらに、炭窒化物を形成して高温でのへたり性を改善する元素である。このような作用が得られるためには、少なくとも0.03wt％の添加が必要である。一方、このＣを多量に含有させた場合、耐食性が著しく劣化するため、上限は0.20wt％とする。より好ましい範囲は、0.05〜0.15wt％である。
【００２０】
Si：0.1 〜2.0 wt％
Siは、製鋼時の脱酸材として0.1 wt％は含有させる必要がある。ただし、あまり多く含有させるとオーステナイト相を不安定にするため、上限は2.0 wt％とする。より好ましい範囲は 0.5〜1.5 wt％である。
【００２１】
Mn：10〜25wt％
Mnは、オーステナイト組織を得るために必須の元素である。このため、少なくとも10wt％は必要である。しかし、あまり過剰に含有すると、溶製、熱間加工が困難になるので上限は25wt％とする。より好ましは範囲は、10〜20wt％である。
【００２２】
Ni：８wt％以下
Niは、オーステナイト組織を安定化させ、耐食性、冷間加工性の点からも重要で必須の成分である。しかしながら、これを多量に添加すると高価となることに加え，冷間加工後の硬さを小さくする。よって、８wt％以下とする。より好ましい上限は５wt％である。
【００２３】
Cr：14〜20wt％
Crは、耐食性、耐酸化性、耐熱性を付与するための元素であり、少なくとも14wt％は必要である。しかし、これをあまり多く含有させるとオーステナイト相を不安定にするため、上限を20wt％とする。より好ましい範囲は、15〜18wt％である。
【００２４】
Ｎ：0.20〜0.50wt％
Ｎは、オーステナイト組織を安定化させ、固溶硬化作用、加工硬化作用が高く、高強度、高硬度を得るには必須の元素である。しかも、耐高温へたり性の改善にも有効に作用するので、少なくとも0.20wt％の含有は必要である。しかし、このＮもあまり過剰に添加すると鋼塊に気泡を多く含むようになり、製造が困難になる。従って、Ｎは0.50wt％を上限とする。より好ましくは、Ｎ：0.25〜0.40wt％の範囲である。
【００２５】
Ｂ：0.001 〜0.05wt％
Ｂは、高マンガンオーステナイト中では、Cr窒化物の析出を抑制する元素である。このＢの添加により、高温強度、耐高温へたり性の低下を抑制でき、高温での特性を格段に向上させる。そのためには、少なくとも0.001 wt％の添加は必要である。しかし、0.05wt％を超えて添加すると、耐食性を劣化させるため、上限は0.05wt％とする。より好ましい上限は、Ｂ：0.01wt％である。
【００２６】
Mo, Ｗ：0.5 〜6.0 wt％
MoおよびＷは、添加により高温での強度を増し、耐高温へたり性を積極的に改善する元素である。そのためには、少なくとも0.5 wt％の添加は必要である。しかし、これらMo, Ｗをあまり過剰に添加するとオーステナイト相を不安定にするため、上限は6.0 wt％とする。より好ましいMo, Ｗの範囲は 1.0〜3.5 wt％である。
【００２７】
Ｖ, Ti, Nb＋Ta：0.03〜0.1 wt％
Ｖ, Ti, Nb＋Taは、炭窒化物を生成し、結晶粒を微細化する元素である。これらの元素の作用により、ガスケット等に加工する時に発生する割れを効果的に抑制することができる。そのためには、これらの元素の少なくとも１つを、最低0.03wt％添加することが必要である。しかし、0.1 wt％を超えて添加すると、耐高温へたり性を向上させるＣ, Ｎ量を減少させてしまうので、0.1 wt％を上限として添加する。より好ましくは、Ｖ, Ti, Nb＋Ta：0.03〜0.07wt％の範囲内で添加する。
【００２８】
次に、本発明においては、上述の如き成分設計をすることに加え、さらに冷間圧延後であっても鋼組織がオーステナイト相を示すようにするためにNi当量を限定する。即ち、添加成分の有無によつて下記(1),(2),(3) または(4) 式のNi当量が、それぞれ14.0以上を示すようにする。
【数１】

【００２９】
一般にNi当量は、冷間圧延に対するオーステナイト組織の安定性を表す指数であり、この値が14.0以上であれば、60％の冷間圧延を施してもオーステナイト組織が維持され、マルテンサイト組織の逆変態によるへたりを防止できる。
本発明にかかる高マンガンオーステナイト系ステンレス鋼は、常温使用用途材としても適用が可能であるが、300 ℃以上、特に、300 〜750 ℃という高温使用用途材として好適に用いられる。また、より好ましくは 300〜600 ℃の使用温度域に用いられる材料としてより好適である。
【００３０】
次に、本発明にかかるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。本発明にかかる製造方法は、上掲のように成分組成を調整したステンレス鋼素材を、常法に従って溶製し、鋳造し、熱間圧延し、そして冷間粗圧延ののち焼鈍し、その後、20％以上、好ましくは20〜60％、より好ましくは、35〜60％の圧下率で最終冷間圧延を施した後、300 〜600 ℃, 好ましくは400℃〜600℃の範囲で時効処理を施すことにある。
【００３１】
かかる製造条件のうち、冷間圧下率を20％以上, より好ましくは45％に限定する理由は、鋼素材にバネ性を付与するために必要である。一方、60％を超えるような大きな冷間圧下率では、冷間圧延機の能力を越えることが懸念される。このため、最終冷間圧下率は60％が上限で、35〜60％の範囲が最適である。
【００３２】
そして、このような好適な圧下率で最終冷間圧延を施したものについて、さらに時効処理を施すと、室温での強度が向上し、より高いシール性が得られるばかりではなく、時効処理を施していない材料と比較すると、使用開始直後のへたりを小さくする効果がある。この時効処理について、温度を 300〜600 ℃に限定した理由は、300 ℃以下の温度では、室温の強度がほとんど向上せず、600 ℃以上の温度では、室温の強度は逆に低下してしまうためである。
また、時効処理の時間は、1min以上が適当で、用途に合わせて上記効果を確実に具現化するために400hr 以下から適当に選択することができる。
【００３３】
【実施例】
表１に示す成分組成の本発明鋼１〜５と、比較鋼６〜10をそれぞれ高周波大気誘導炉にて溶解し10kgの鋼塊とし、これを鍛造し、熱間圧延し、冷間粗圧延し、そして熱処理を施すことにより0.6 mmの板を得た。これに圧下率40％の最終冷間圧延を施し、これを供試材とした。なお、本発明鋼１〜６についてはさらに、450 ℃×2minの条件で時効処理を施した。
各供試材について、図１に示すようなビード部を有し，圧縮率90％で圧縮した状態でビード高さが1.0mm となるような試験片を作製した。これを500 ℃、600 ℃の加熱炉中に投入し、100 、200 、400 時間保持した後、炉から取り出し、へたりの大きさ (初期とのビード高さの違い) を調べた。その結果を表２にまとめて示した。なお、この表２は、各条件に保持した後のビード高さ (へたり性) (mm)の測定結果 (ただし、初期高さ1.0 mm) を示したものである。
【００３４】
【表１】

【００３５】
【表２】

【００３６】
上掲の表１, ２に明らかなように、従来ガスケット材として使用されてきた比較鋼７(SUS 301) では、500 ℃でも保持時間が長くなると加工誘起マルテンサイト相の逆変態が生じて軟化し、へたりが生じた。高温強度を向上さる目的でMo, Nbを添加した同８（Ni当量はずれ) 、NiをMnに置換し安価とした同１１（Ni当量はずれ) でも、オーステナイト安定度が低いため加工誘起マルテンサイト相の逆変態が生じ軟化し、へたりが生じた。同１１のように、たとえ高マンガンオーステナイト系ステンレス鋼であっても、成分組成, Ni当量が不適切だと加工誘起マルテンサイト相が生じ、これの逆変態によりへたりが生じてしまうことがわかった。さらに、オーステナイト安定度を考慮し、加工誘起マルテンサイト相が生じていない比較鋼９ (Ｂ添加) や、ＷあるいはMoを含有していない比較鋼１０では、600 ℃に保持すると、回復，再結晶に起因するへたりが生じてしまうという結果となった。
【００３７】
これに対し、本発明に適合する鋼（Ｎｏ．２〜Ｎｏ．４）である高マンガンオーステナイト系ステンレス鋼では、オーステナイト安定度を考慮することで加工誘起マルテンサイト相の逆変態を、Ｗあるいは必要に応じてさらにＭｏを含有することで回復，再結晶を防止し、これらに起因するへたりを抑制できた。加えて、さらにＢを含有しているものについてはＣｒ窒化物の析出が抑制され、さらにへたりを小さくできた。このため600 ℃で400 時間もの長い時間保持してもへたりが５％以下に抑えられ、十分な耐高温へたり性を有し、高温で使用するメタルガスケット材としては最適であることがわかった。
【００３８】
【発明の効果】
以上説明したように本発明にかかる高Mnオーステナイト系ステンレス鋼は、高温強度と耐高温へたり性に優れるので、高温ガスケット用材料として好適である。とくに冷間加工によりバネ性を付与したのち、時効処理することにより、高温で長時間使用してもへたりが生じることなく、いわゆるバネ性, シール性を維持したまま使用することができる。そのために、自動車やオートバイの高温燃焼ガスを外部に排出する部分、例えば、エキゾーストマニホールドとエキゾーストパイプの合わせ面に用いられる高温ガスケット用材料として有用である。
また、従来のFe−Ni−Crオーステナイトステンレス鋼に比べると、高温での使用によく耐え、高価なNiを使用しないので、安価である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例に用いた供試材の説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to an austenitic stainless steel excellent in high-temperature sag resistance and a method for producing the same, and more specifically, a portion for discharging high-temperature combustion gas of an automobile or motorcycle to the outside, for example, a high temperature of a mating surface of an exhaust manifold and an exhaust pipe It is a proposal about the austenitic stainless steel used suitably as a gasket etc., and its manufacturing method.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, asbestos has been used as a gasket for automobiles. After the adverse effects of this asbestos on the environment have been pointed out, metal gaskets made of stainless steel have mainly been used as alternatives.
[0003]
Many of the stainless steels used in this application are of SUS-301 series, and spring properties are imparted by increasing the strength by cold-working the austenite structure into a martensite-induced transformation. Is. Such stainless steel is used as a gasket material for the cylinder head and is still the mainstream metal gasket.
[0004]
In general, the cylinder head part in which the metal gasket is used does not become very high due to the circulation of engine cooling water, and the maximum temperature is about 200 ° C. Therefore, since the gasket used for this part receives a large repetitive stress due to the explosion combustion of the engine, it is rather necessary to prepare for fatigue characteristics, and improvement of the characteristics is required.
[0005]
On the other hand, gaskets used in exhaust systems such as exhaust pipes and exhaust manifolds used to discharge combustion gas to the outside are always exposed to high temperatures of 500 to 600 ° C. due to the influence of the combustion gas. Therefore, the gasket of this part is required to have a high temperature strength characteristic that can withstand use at a high temperature rather than fatigue strength. For this reason, the use of asbestos or the like has heretofore been indispensable as a gasket material used in such a place, but it has been necessary to change to a metal gasket for the reasons described above.
[0006]
Regarding gaskets used in a high temperature range, Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-3407 adds a large amount of N and C and contains a predetermined amount of Al in comparison with conventional SUS-301 series stainless steel. A material with improved properties is proposed. However, in recent years, further improvement in heat resistance has been demanded for such stainless steel in response to higher performance of engines. In addition, the current stainless steel for gaskets is expensive because it contains 8 to 16 wt% of Ni, which is a valuable metal, and it is also necessary to reduce costs.
[0007]
Furthermore, Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-3407 proposes a stainless steel in which a martensite phase is precipitated by a work-induced transformation accompanying cold work. However, this work-induced martensite phase has a problem that it undergoes reverse transformation from the martensite phase to the austenite phase in the temperature range of 500 to 600 ° C., softens, and suddenly sags. That is, there was concern about the stability and durability of the tissue at high temperatures.
[0008]
It is also known that the addition of N is effective for improving the high temperature characteristics of such stainless steel. For example, Japanese Patent Laid-Open No. 7-3407 proposes stainless steel to which N is positively added. This is because when a large amount of N is added, the stability of the austenite phase is increased, the work-induced martensite phase is not generated, and further, the improvement of the high temperature strength can be expected when the exposure time is short. However, when cold-worked and spring-treated materials are held at high temperatures for a long time (400hr-), recovery, recrystallization, and coarse Cr nitride precipitates in large quantities and softens rapidly. There was a problem that sagging occurred. When cold-rolled materials are used at high temperatures, even if they do not contain a work-induced martensite phase, the strain is released when the recovery and recrystallization occur, and the springiness is lost. It was. Further, regarding the precipitation of Cr nitride, it is known that the cold-worked material has a precipitation rate about two orders of magnitude higher than that in the annealed state, and no consideration has been given to this. For the above reasons, there is a limit to the improvement of the high-temperature strength by adding N, which is insufficient as a gasket material used at a high temperature in a cold-worked state.
[0009]
Accordingly, a main object of the present invention is to propose an austenitic stainless steel having excellent high-temperature strength and high-temperature sag resistance.
Another object of the present invention is to propose an austenitic stainless steel having excellent spring properties and sealing properties.
Another object of the present invention is to propose a high temperature gasket material that is useful for exhaust systems exposed to high temperatures.
Still another object of the present invention is to develop and propose a method for advantageously producing austenitic stainless steel suitable for the above purpose.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
The present invention has been developed to solve the above-mentioned problems of the prior art and to realize the above-mentioned purpose. The gist thereof is C: 0.03 to 0.20 wt%. , Si: 0.1 to 2.0 wt%, Mn: 10 to 25 wt%, Ni: 8 wt% or less, Cr: 14 to 20 wt%, N: 0.20 to 0.50 wt% , W : 0.5 to 6 0.0 wt% of the following Ni equivalent having an ingredient composition comprising the balance Fe and inevitable impurities and being an austenite stability index;
Ni equivalent = Ni + 0.38Mn + 22C + 13N-0.077Cr-0.5Si-0.14 ( W )
Is an austenitic stainless steel excellent in high temperature sag resistance characterized by satisfying 14.0 or more.
[0011]
Moreover, this invention is C: 0.03-0.20 wt%, Si: 0.1-2.0 wt%, Mn: 10-25 wt%, Ni: 8 wt% or less, Cr: 14-20 wt%, N: It is contained in the range of 0.20 to 0.50 wt%, B: 0.001 to 0.05 wt% , W : 0.5 to 6.0 wt%, and has a component composition consisting of the remainder Fe and inevitable impurities , The following Ni equivalent which is an austenite stability index;
Ni equivalent = Ni + 0.38Mn + 22C + 13N + 10B-0.077Cr-0.5Si-0.14 ( W )
Proposes an austenitic stainless steel excellent in high temperature sag resistance characterized by satisfying 14.0 or more.
[0014]
In the present invention, the component composition further contains 0.5 to 6.0 wt% of Mo, and the Ni equivalent is;
Ni equivalent = Ni + 0.38Mn + 22C + 13N-0.077Cr-0.5Si-0.14 (Mo + W)
Ni equivalent = Ni + 0.38Mn + 22C + 13N + 10B-0.077Cr-0.5Si-0.14 (Mo + W )
It is an austenitic stainless steel excellent in high temperature sag resistance characterized by being.
[0015]
In addition, the austenitic stainless steel according to the present invention described above is basically a steel material having the above-described component composition and Ni equivalent, melted and cast according to a conventional method, hot rolling, cold rough rolling. Then, after annealing, it can be manufactured by subjecting it to a final cold rolling with a reduction rate of 20 wt% or more, and then subjecting it to an aging treatment at a temperature of 300 to 600 ° C.
[0016]
The inventors paid attention to high manganese austenitic stainless steel that can be made into an austenitic structure without using expensive Ni, and conducted research. As a result, it was found that when the Ni equivalent, which is an austenite stability index, was adjusted so as to satisfy the above formula, the austenite phase became stable and no work-induced martensite phase was induced by cold working. For this reason, there is no phenomenon in which the work-induced martensite phase after cold working is reversely transformed into the austenite phase, and a sudden sag phenomenon due to this can be completely prevented.
[0017]
The cause of sagging is caused not only by the phenomenon in which the work-induced martensite phase is reversely transformed into the austenite phase, but also by recovery and recrystallization of the cold-worked material. Therefore, countermeasures against this were examined in detail for alloys based on high manganese steel. As a result, they found that heat resistance (high-temperature strength, high-temperature sagability) was dramatically improved by adding Mo and W to this type of steel. That is, when cold-rolled material is exposed to a temperature of 500 to 600 ° C., it recovers, recrystallizes, and sag occurs. However, when Mo and W are added to high manganese austenitic stainless steel, It has been found that the temperature of recovery and recrystallization can be shifted to the high temperature side, which improves the heat resistance. In this respect, the general effect of addition of Mo and W is to improve the heat resistance by so-called solid solution strengthening, in which these elements are strengthened by dissolving them in the matrix. In this case, a completely different concept is used in that the heat resistance is improved by changing the recovery and recrystallization temperature.
[0018]
The influence of additive elements on Cr nitride precipitation in cold-worked materials of such high manganese austenitic stainless steels was also investigated. As a result, it has been found that when B is added to this steel, the precipitation of Cr nitride can be shifted significantly to a long time (1000 hours or more). Softening due to Cr nitride precipitation is not as great as softening due to reverse transformation of the above-mentioned work-induced martensite phase, recovery of cold-worked material, and softening due to recrystallization, but once the precipitation begins, it softens gradually. Let By preventing this, stable use for a long time can be ensured. The effect of B on the precipitation of Cr nitride is that, by replacing Ni with Mn, the stacking fault energy is remarkably reduced, which greatly changes the nature of dislocations that were the preferential precipitation positions of Cr nitride. It is considered that B having a high diffusion rate diffuses preferentially to the precipitation position and suppresses the precipitation of Cr nitride.
[0019]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Next, the reason why the component composition of the material is limited as described above in the present invention will be described.
C: 0.03-0.20wt%
C is an element that solidifies and strengthens the matrix, stabilizes the austenite structure, and forms carbonitrides to improve sagability at high temperatures. In order to obtain such an effect, it is necessary to add at least 0.03 wt%. On the other hand, when this C is contained in a large amount, the corrosion resistance is remarkably deteriorated, so the upper limit is made 0.20 wt%. A more preferable range is 0.05 to 0.15 wt%.
[0020]
Si: 0.1 to 2.0 wt%
Si needs to be contained in an amount of 0.1 wt% as a deoxidizer during steelmaking. However, if the content is too large, the austenite phase becomes unstable, so the upper limit is made 2.0 wt%. A more preferred range is 0.5 to 1.5 wt%.
[0021]
Mn: 10-25wt%
Mn is an essential element for obtaining an austenite structure. For this reason, at least 10 wt% is necessary. However, if it is contained excessively, melting and hot working become difficult, so the upper limit is made 25 wt%. More preferably the range is 10-20 wt%.
[0022]
Ni: 8wt% or less
Ni is an important and essential component in terms of stabilizing the austenite structure, corrosion resistance, and cold workability. However, adding a large amount of this increases the cost, and also reduces the hardness after cold working. Therefore, it is 8 wt% or less. A more preferred upper limit is 5 wt%.
[0023]
Cr: 14-20wt%
Cr is an element for imparting corrosion resistance, oxidation resistance, and heat resistance, and at least 14 wt% is necessary. However, if this content is too large, the austenite phase becomes unstable, so the upper limit is made 20 wt%. A more preferable range is 15 to 18 wt%.
[0024]
N: 0.20-0.50wt%
N is an essential element for stabilizing the austenite structure, having high solid solution hardening action and work hardening action, and obtaining high strength and high hardness. In addition, since it effectively works to improve sag resistance at high temperatures, the content of at least 0.20 wt% is necessary. However, if this N is added too much, the steel ingot contains a lot of bubbles, which makes it difficult to manufacture. Therefore, the upper limit of N is 0.50 wt%. More preferably, N is in the range of 0.25 to 0.40 wt%.
[0025]
B: 0.001 to 0.05wt%
B is an element that suppresses the precipitation of Cr nitride in high manganese austenite. By the addition of B, it is possible to suppress a decrease in high-temperature strength and high-temperature sag resistance, and the characteristics at high temperatures are remarkably improved. For that purpose, addition of at least 0.001 wt% is necessary. However, if added over 0.05 wt%, the corrosion resistance deteriorates, so the upper limit is made 0.05 wt%. A more preferable upper limit is B: 0.01 wt%.
[0026]
Mo, W: 0.5-6.0 wt%
Mo and W are elements that increase the strength at high temperature by addition and positively improve the high temperature resistance. For that purpose, addition of at least 0.5 wt% is necessary. However, if these Mo and W are added excessively, the austenite phase becomes unstable, so the upper limit is made 6.0 wt%. A more preferable range of Mo and W is 1.0 to 3.5 wt%.
[0027]
V, Ti, Nb + Ta: 0.03-0.1 wt%
V, Ti, Nb + Ta are elements that generate carbonitrides and refine crystal grains. By the action of these elements, it is possible to effectively suppress cracks that occur when processing into a gasket or the like. For this purpose, it is necessary to add at least 0.03 wt% of at least one of these elements. However, if added over 0.1 wt%, the amount of C and N that improves high temperature sag resistance is reduced, so 0.1 wt% is added as the upper limit. More preferably, V, Ti, Nb + Ta is added within a range of 0.03 to 0.07 wt%.
[0028]
Next, in the present invention, in addition to designing the components as described above, the Ni equivalent is limited so that the steel structure exhibits an austenite phase even after cold rolling. That is, depending on the presence or absence of an additive component, the Ni equivalent of the following formula (1), (2), (3) or (4) is set to be 14.0 or more.
[Expression 1]

[0029]
In general, the Ni equivalent is an index representing the stability of the austenite structure with respect to cold rolling. If this value is 14.0 or more, the austenite structure is maintained even after 60% cold rolling, and the reverse of the martensite structure. Can prevent sag due to transformation.
Although the high manganese austenitic stainless steel according to the present invention can be applied as a normal temperature use material, it is suitably used as a high temperature use material of 300 ° C. or higher, particularly 300 to 750 ° C. More preferably, it is more suitable as a material used in an operating temperature range of 300 to 600 ° C.
[0030]
Next, the manufacturing method of the austenitic stainless steel concerning this invention is demonstrated. The production method according to the present invention is a stainless steel material whose component composition is adjusted as described above, melted according to a conventional method, cast, hot rolled, and annealed after cold rough rolling, After the final cold rolling at a rolling reduction of 20% or more, preferably 20 to 60%, more preferably 35 to 60%, an aging treatment is performed in the range of 300 to 600 ° C, preferably 400 to 600 ° C. There is to do.
[0031]
Among these manufacturing conditions, the reason for limiting the cold rolling reduction to 20% or more, more preferably 45%, is necessary for imparting spring properties to the steel material. On the other hand, at a large cold reduction ratio exceeding 60%, there is a concern that the capacity of the cold rolling mill may be exceeded. Therefore, the upper limit of the final cold rolling reduction is 60%, and the range of 35-60% is optimal.
[0032]
Further, when subjected to final cold rolling at such a suitable rolling reduction, further aging treatment improves the strength at room temperature and not only provides higher sealing performance, but also applies aging treatment. Compared with materials that are not, there is an effect of reducing the sag immediately after the start of use. For this aging treatment, the reason for limiting the temperature to 300-600 ° C is that the strength at room temperature is hardly improved at temperatures below 300 ° C, and the strength at room temperature decreases at temperatures above 600 ° C. Because.
Also, the aging treatment time is suitably 1 min or more, and can be appropriately selected from 400 hr or less in order to realize the above-mentioned effect reliably according to the application.
[0033]
【Example】
Inventive steels 1 to 5 having the composition shown in Table 1 and comparative steels 6 to 10 are each melted in a high-frequency atmospheric induction furnace to form a 10 kg steel ingot, which is forged, hot rolled, and cold rough rolled. And 0.6 mm plate was obtained by heat treatment. This was subjected to final cold rolling with a rolling reduction of 40%, and this was used as a test material. In addition, about this invention steel 1-6, the aging process was further performed on 450 degreeC * 2min conditions.
For each specimen, a test piece having a bead portion as shown in FIG. 1 and having a bead height of 1.0 mm when compressed at a compression rate of 90% was prepared. This was put into a heating furnace at 500 ° C. and 600 ° C., held for 100, 200, and 400 hours, then removed from the furnace, and the size of the sag (difference in bead height from the initial) was examined. The results are summarized in Table 2. In addition, this Table 2 shows the measurement result (however, the initial height of 1.0 mm) of the bead height (sagging property) (mm) after being kept under each condition.
[0034]
[Table 1]

[0035]
[Table 2]

[0036]
As is apparent from Tables 1 and 2 above, in Comparative Steel 7 (SUS 301), which has been used as a gasket material in the past, when the holding time becomes long even at 500 ° C, the work-induced martensite phase undergoes reverse transformation and softens. However, drooling occurred. In order to improve the high-temperature strength, Mo and Nb were added in the same 8 (Ni equivalent loss), but Ni was replaced with Mn and the same 11 (Ni equivalent loss), but the austenite stability was low, so the work-induced martensite phase was low. The reverse transformation of the softening occurred and softening occurred. As shown in Fig. 11, even in the high manganese austenitic stainless steel, it is found that if the component composition and Ni equivalent are inadequate, a processing-induced martensite phase is generated, and the reverse transformation of this causes a sag. It was. Furthermore, considering the austenite stability, the comparative steel 9 (B addition) in which no work-induced martensite phase is generated and the comparative steel 10 not containing W or Mo are recovered and recrystallized when kept at 600 ° C. As a result, there was a sag caused by.
[0037]
On the other hand, in the high manganese austenitic stainless steel which is a steel suitable for the present invention (No. 2 to No. 4) , W or necessary reverse transformation of work-induced martensite phase is required by considering the austenite stability. Accordingly, by further containing Mo, recovery and recrystallization could be prevented, and sag caused by these could be suppressed. In addition, for those containing B, precipitation of Cr nitride was suppressed, and the sag could be further reduced. For this reason, even if it is kept at 600 ° C for 400 hours, the sag is suppressed to 5% or less, it has sufficient high temperature sag resistance, and it is found that it is optimal as a metal gasket material used at high temperatures. It was.
[0038]
【The invention's effect】
As described above, the high-Mn austenitic stainless steel according to the present invention is suitable as a high-temperature gasket material because it is excellent in high-temperature strength and high-temperature sag resistance. In particular, after imparting spring properties by cold working, aging treatment can be used while maintaining so-called spring properties and sealing properties without causing sag even when used at high temperatures for a long time. Therefore, it is useful as a material for a high-temperature gasket used for a part for discharging high-temperature combustion gas of an automobile or a motorcycle to the outside, for example, a mating surface of an exhaust manifold and an exhaust pipe.
In addition, compared to conventional Fe-Ni-Cr austenitic stainless steel, it can withstand use at high temperatures and is inexpensive because it does not use expensive Ni.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory diagram of a test material used in an example.

Claims

C: 0.03-0.20 wt%, Si: 0.1-2.0 wt%, Mn: 10-25 wt%, Ni: 8 wt% or less, Cr: 14-20 wt%, N: 0.20-0. 50 wt%, W: contained in the range of 0.5 to 6.0 wt%, has a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and the following Ni equivalent is 1.0 or more Austenitic stainless steel with excellent high temperature resistance.
Ni equivalent = Ni + 0.38Mn + 22C + 13N-0.077Cr-0.5Si-0.14 (W)

C: 0.03-0.20 wt%, Si: 0.1-2.0 wt%, Mn: 10-25 wt%, Ni: 8 wt% or less, Cr: 14-20 wt%, N: 0.20-0. 50 wt%, B: 0.001 to 0.05 wt%, W: 0.5 to 6.0 wt% contained, having a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and the following Ni equivalent: An austenitic stainless steel excellent in high temperature sag resistance characterized by being 14.0 or more.
Ni equivalent = Ni + 0.38Mn + 22C + 13N + 10B-0.077Cr-0.5Si-0.14 (W)

The austenitic stainless steel according to claim 1 or 2 , wherein the component composition of the steel further contains 0.5 to 6.0 wt% of Mo and the Ni equivalent is determined by the following formula. An austenitic stainless steel with excellent high temperature sag resistance.
Ni equivalent = Ni + 0.38Mn + 22C + 13N-0.077Cr-0.5Si-0.14 (Mo + W)
Ni equivalent = Ni + 0.38Mn + 22C + 13N + 10B-0.077Cr-0.5Si-0.14 (Mo + W )

The austenitic stainless steel according to any one of claims 1 to 3 , wherein the austenitic stainless steel is used as a material for a high-temperature gasket.

An austenitic stainless steel material having the component composition described in any one of claims 1 to 3 and an Ni equivalent is melted and cast according to a conventional method, and then annealed after hot rolling and cold rough rolling. Then, a method of producing an austenitic stainless steel, characterized by performing rolling at a reduction rate of 20% or more by final cold rolling, and thereafter performing an aging treatment at a temperature of 300 to 600 ° C.