JP6197974B2 - オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。
自動車エンジンのシリンダーヘッドとエンジンブロック間のガスケット（ヘッドガスケット）には、ＳＵＳ３０１、ＳＵＳ４０３等のばね用ステンレス鋼が用いられている。ＳＵＳ３０１は冷間圧延により一部が加工誘起マルテンサイトに変態し強化される。ＳＵＳ４０３は焼入れ、焼戻しにより大部分がマルテンサイト相となり強化される。ヘッドガスケットは２００℃以下の環境で使用されるため、マルテンサイト相が使用環境でも安定相として存在し、ガスケットとしてのシール性を発揮する。
一方、自動車の排気系部品を接続するフランジ間に使用されるガスケットは、エンジンブロック又は、シリンダーヘッドよりも高温の部品を接続するために、最高温度が５００〜７００℃まで加熱される。ＳＵＳ３０１、ＳＵＳ４０３の耐熱温度は約３５０℃であり、このような高温環境では強度を維持できないため、排気系部品用のガスケットとしては、ＪＩＳ Ｇ ４９０２(耐食耐熱超合金板)に規定されるＮＣＦ６２５、ＮＣＦ７１８、ＪＩＳ Ｇ ４３１２(耐熱鋼板および鋼帯)に規定されるＳＵＨ６６０、ＳＵＨ３１０などが用いられる。
ＮＣＦ６２５、ＮＣＦ７１８は金属間化合物による析出強化合金であり、５０％以上のＮｉを含有する。ＳＵＨ６６０は２４〜２７％のＮｉを含む析出強化鋼であり、ＳＵＨ３１０は１９〜２２％のＮｉを含有するオーステナイト系の耐熱鋼である。いずれも多量のＮｉを含有するために高価である。そこで同じオーステナイトの安定化元素であるＮを含有させ、Ｎｉを低減した鋼種も開発され用いられている。
しかしながら、近年ではエンジンの低燃費化要求、排出ガス規制が高まっており、ＥＧＲ、ターボチャージャー、ＤＰＦ、排熱回収器等の排気系部品が小型車にまで搭載されるようになってきた。燃費を高めるためエンジンのダウンサイジング化が進み、小型高出力化が指向されるため、排気ガス温度が高くなり、ガスケットには従来以上の残留応力が加わるようになっている。
また、排気系部品は小型化し、冷却効率を上げるために水冷機構が加わるものもあるため、近年開発された省Ｎｉの耐熱材料では、高温に加熱されている間の強度は維持できるものの、エンジン停止後に結露した排ガスにより、オーステナイト系ステンレス鋼に特有の応力腐食割れ（以下ＳＣＣと記載する。）が生じる事例が現れるようになった。
特許文献１では、Ｍｎを１．０〜１０．０％に高めることでＮの固溶限を高め、Ｎを０．３５〜０．８％とすることでＮの固溶強化で高温強度を高めた鋼板が開示されている。
特許文献２では、Ｃ−Ｓｉ−Ｎを高め、Ｃ＋２Ｎ＋０．１２Ｓｉ＋１．４Ｎｂを０．４５％以上に調整することで高温雰囲気に曝されても優れた耐へたり性を維持するメタルガスケットとして使用されるオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。Ｃ、Ｎはマトリックスの固溶強化元素として、Ｓｉ、Ｎｂも高温雰囲気における転位の移動を抑制し、高温強度を高める元素である。
特許文献３では、ガスケットに必要な形状平坦度を矯正工程にて確保するために、固溶強化元素としてＮの使用量を低減し、Ｎを０．０５％以下とし、その代わりにＳｉを２．０％超、５．０％以下としたメタルガスケット用耐熱オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
特許文献４では、安定したオーステナイト相を有し、回復・再結晶を抑制させるとともに、時効硬化を生じ得るステンレス鋼として、７〜２５％Ｎｉ、１６〜３０％Ｃｒ、０．１〜０．４％Ｎを含有し、バネ限界値が２２０ＭＰａ以上とする冷間圧延オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
特開平９−２７９３１５号公報 特開２００３−８２４４１号公報 特開２０１１−２５２２０８号公報 特開２０１２−２１１３４８号公報
しかしながら、上記の従来技術には、以下のような課題がある。
特許文献１の発明は、強度、高温強度、耐へたり性、高温酸化性に優れた材料である反面、耐食性に関しては検討されておらず、耐食性に関しては十分な特性を得ることができない。
特許文献２に記載の鋼種は、高温でのへたり性、硬度以外は検討されておらず、十分な耐食性を得ることができない。
特許文献３の発明においても、常温での加工性と耐へたり性は改善すると思われるが、耐食性に関しては検討されていない。
特許文献４の発明においても、高温使用時におけるバネ限界値および硬さにのみ検討がなされており、耐食性に関しては十分に検討されていない。
上記を踏まえ、本発明は、自動車エンジンなどの排気ガス流路部品を接続する際に使用されるメタルガスケット用の材料として好適な、耐熱性と、従来メタルガスケット用材料においては十分に検討されてこなかった耐食性とを両立させ、しかも低コストなオーステナイト系ステンレス鋼板を供給することを目的とする。
本発明者らは前記課題を解決すべく鋭意検討を行った。まず、耐熱ガスケットにおいて生じた腐食は、排気系部品を冷却装置で部分的に冷却している部品において生じやすいこと、加熱冷却による熱サイクルにより残留応力が発生する場合に生じていること、また腐食形態から、主にＳＣＣであると推測した。
ＳＣＣ感受性を下げるためには、フェライト系ステンレス鋼を用いることが有効だが、十分な高温強度が得られなかった。また、オーステナイト系ステンレス鋼で耐ＳＣＣ性を改善するためには、Ｓｉ、Ｍｏといった元素が有効であるが、Ｓｉ、Ｍｏの過度な含有は、シグマ相の形成により疲労寿命を損ねる場合があるので、不適切と考えられた。また一般的にステンレス鋼の耐食性は耐孔食指数としてＣｒ＋３Ｍｏ＋１６Ｎで表されるように、Ｃｒ又はＮを高めることも有効であるが、ＣｒはＳｉ、Ｍｏと同様にシグマ相の形成による問題があり、Ｎの過度な含有は、常温での強度が高くなり製造性を損ねるほか、ガスケット形状へのプレス成形における形状凍結性に問題があることが分かった。
そこで、その他の元素の影響を、実環境を模擬したＳＣＣ試験で個々に調べた結果、耐熱性、加工性、およびプレス成形性を損ねずに耐ＳＣＣ性を改善する方法として、以下の知見を得た。
１）耐ＳＣＣ性を改善するためには、ＳＣＣ発生の起点となる介在物（ＭｎＳ）を低減することが有効である。そのため、Ｍｎ、Ｓを低減することが考えられるが、ＭｎはＮの固溶量を高める元素でもある。Ｎは、高温強度の観点からは、凝固時の気泡欠陥および、圧延時の耳割れなどの製造性の問題を生じない範囲で一定量含有させることが好ましい。そこで、Ｍｎを低減するのではなく、Ｓを１０ｐｐｍ以下（０．００１０％以下）に低減することが必須である。
２）微量にＣｏを含有させることはシグマ相の析出を促進することなく、耐食性と高温強度に有効である。
本発明はかかる知見に基づき完成されたものであって、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜４．５％、Ｐ：０．０１０〜０．０３０％、Ｓ：０．０００１〜０．００１０％、Ｃｒ：２０．０〜２６．０％、Ｎｉ：１０．０〜１５．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０５〜２．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．１〜０．６％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｙ：０〜０．１０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、残部がＦｅおよび不純物であり、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］（質量％）、Ｓの含有量［Ｓ］（質量％）が、［Ｍｎ］×［Ｓ］≦０．００２０を満たし、板厚が０．５ｍｍ以下であり、結晶粒の長軸の長さをＬ１、結晶粒の短軸の長さをＬ２とするとき、アスペクト比の値Ｌ１／Ｌ２≧１.５を満たし、６００℃で４００時間保持後の表面硬度（ＨＶ）が３００以上であるオーステナイト系ステンレス鋼板。
（２）質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、および/または、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％を含む（１）記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
（３）質量％で、Ｙ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１０％、およびＲＥＭ：０．０１〜０．１０％から選択される１種以上を含む（１）または（２）記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
（４）冷間圧延において圧下率が２０％以上の調質圧延を施す（１）〜（３）のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明によれば、ＳＵＨ３１０、ＳＵＨ６６０、ＮＣＦ６２５、およびＮＣＦ７１８などのように２０％以上のＮｉを用いずに、少ないＮｉ量で高温強度と耐食性を両立するオーステナイト系ステンレス鋼板を提供でき、特に、自動車排気系の耐熱メタルガスケット用として好適である。
図１は実施例で用いた試験片を示す図である。（ａ）は平面図であり、（ｂ）は（ａ）におけるＡ−Ａ´断面拡大図である。
本発明に係るステンレス鋼板の化学組成、および鋼板の好ましい製造方法について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
＜Ｃ：０．０３〜０．１５％＞
Ｃは、オーステナイト組織の安定と高温強度を高めるために有効である。また、Ｃは、Ｃｒと炭化物を形成しオーステナイト粒の成長を抑制して粒界酸化を適度に成長させ、耐スケール剥離特性を向上させる。この効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０３％以上とする。また、粒成長を安定的に抑制するために、Ｃ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。一方、Ｃを、０．１５％を超えて含有させると、Ｃｒ炭化物の量が増えて、粒界のクロム欠乏層が増加し、本鋼の様な高Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼であっても自動車のエキゾーストマニホールド部材、ターボ部品等としても必要とされる耐食性が維持できなくなる。そのため、Ｃ含有量は、０．１５％以下とする。耐食性の観点から、Ｃ含有量は、０．１２％以下であるのが好ましい。
＜Ｓｉ：０．２０％〜２．５％＞
Ｓｉは耐酸化性に効果があり、特に断続酸化におけるスケール剥離の防止に効果がある。１０００℃を超える環境で粒界酸化を形成し、表面のスケール剥離を抑制するためには、０．２０％以上のＳｉが必要である。そのため、Ｓｉ含有量は、０．２０％以上とする。耐酸化性を高めるためには、Ｓｉ含有量は、０．５０％以上であるのが好ましい。またＳｉはフェライト安定化元素であり、凝固組織におけるδフェライト量を増加させ、熱間圧延において熱間加工性の低下が問題になる。そのため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。そのほか、Ｓｉはシグマ層の生成も促進し、高温長時間使用時の脆化も危惧されるため、Ｓｉ含有量は２．０％以下であるのが好ましく、１．５％以下であるのがより好ましい。
＜Ｍｎ：０．２〜４．５％＞
Ｍｎは、脱酸剤として使用される元素であるとともに、オーステナイト単相域を拡大し、組織の安定化に寄与する。また、ＭｎはＮの固溶限を拡大することで、高温強度の確保に寄与する。その効果は０．２％以上で明確に現れる。そのため、Ｍｎ含有量は０．２％以上とする。また、硫化物を形成し鋼中の固溶Ｓ量を低減することで、熱間加工性を向上させる効果もあることから、Ｍｎ含有量は０．５％以上であるのが好ましい。一方、過度の含有は耐食性を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量は４．５％以下とする。また耐酸化性の点ではＣｒ２Ｏ３主体の酸化物が望ましく、Ｍｎ酸化物は好ましくないため、Ｍｎ含有量は、２．０％以下であるのが好ましい。
＜Ｐ：０．０１０〜０．０３０％＞
Ｐは、原料である溶銑、フェロクロム等の主原料中に不純物として含まれる元素である。熱間加工性に対しては有害な元素である。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。過度な低減は高純度原料の使用を必須にするなど、コストの増加に繋がるため、Ｐ含有量は０．０１０％以上とする。経済的には、０．０２０％以上含有させることが好ましい。
＜Ｓ：０．０００１〜０．００１０％＞
Ｓは、硫化物系介在物を形成し、鋼材の一般的な耐食性（全面腐食又は孔食）を劣化させるため、その含有量の上限は少ないほうが好ましい。また、ＳＣＣ発生の起点となる介在物（ＭｎＳ）を低減するために、その含有量は０．００１０％以下とする。また、Ｓ含有量は少ないほど耐食性は良好となるので、０．０００８％以下が好ましいが、低Ｓ化には脱硫負荷が増大し、製造コストが増大するので、その含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。一般的に、製造コストの観点から、Ｓ含有量を上記の０．０００１〜０．００１０％の範囲で調整することは、少ない。しかしながら、本発明では、介在物（ＭｎＳ）を低減するため、上記範囲としており、極めて低いＳ含有量と言える。
＜Ｃｒ：２０．０〜２６．０％＞
Ｃｒは、本発明において、耐酸化性および耐食性確保のために必須な元素である。Ｃｒ含有量が、２０．０％未満では、これらの効果は発現せず、一方で、２６．０％超ではオーステナイト単相域が縮小し、製造時の熱間加工性を損ねる。そのため、Ｃｒ含有量は２０．０〜２６．０％とする。なお、耐酸化性の観点から、Ｃｒ含有量は２４．０％以上であるのが好ましい。また、Ｃｒ量を高くするとシグマ相の形成により脆化する。そのため、Ｃｒ含有量は２５．０％以下であるのが好ましい。
＜Ｎｉ：１０．０〜１５．０％＞
Ｎｉは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、Ｍｎと異なって耐酸化性に有効な元素である。これらの効果は１０．０％以上で得られる。そのためＮｉ含有量は１０．０％以上とする。シグマ相の生成を抑制する効果もあるので、Ｎｉ含有量は１１．０％以上であるのが好ましい。一方、過度な含有は凝固割れ感受性を高めるとともに、熱間加工性も低下させる。そのため、Ｎｉ含有量は１５．０％以下とする。さらに、断続酸化におけるスケール剥離を抑制するためには、Ｎｉ含有量は１４．０％以下であるのが好ましい。
＜Ｃｕ：０．０１〜２．０％＞
Ｃｕは、オーステナイト安定化元素としてＮｉを代替する相対的に安価な元素である。さらに、隙間腐食や孔食の進展抑制に効果があり、そのためには０．０１％以上含有させるのが好ましい。ただし、オーステナイト系ステンレス鋼の製造においてＣｕは、スクラップ等の原料から混入することが多く、不可避的な不純物として０．２％程度含まれることが多い。ただし、２．０％を超えると熱間加工性を低下させるため、Ｃｕ含有量は、２．０％以下とする。
＜Ｍｏ：０．０１〜２．０％＞
ＭｏもＳｉまたはＣｒとともに、表面の保護性スケール形成に有効であり、その効果は０．０１％で得られることから、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とする。また、耐食性の向上にも有効な元素であることから、Ｍｏ含有量は０．３％以上であるのが好ましい。一方、フェライト安定化元素でもあり、Ｍｏ含有量が増えるとＮｉの含有量も増やす必要が生じるため、過度な含有は好ましくない。また、シグマ相の形成を促進して脆化を生じることがある。そのため、Ｍｏ含有量は、２．０％以下とする。耐食性や耐酸化性の向上効果は０．８％を超えるとほぼ飽和する。そのため、Ｍｏ含有量は、０．８％以下であるのが好ましい。
＜Ｃｏ：０．０５〜２．５０％＞
Ｃｏは微量の含有でも耐熱性の向上にきわめて有効である。そのため、Ｃｏ含有量は０．０５％以上とする。ただし、過度な含有は熱間加工性を損ねるため、Ｃｏ含有量は２．５０％以下とする。耐食性にも有効な元素であるため、Ｃｏ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。また、シグマ相の形成を抑制するためには、Ｃｏ含有量は２．０％以下であるのが好ましい。
＜Ａｌ：０．０１〜０．２０％＞
Ａｌは、脱酸元素として使用される他、耐酸化性を向上させる元素である。そのため、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。また、脱酸効率を高めるためには、Ａｌ含有量は０．０５％以上であるのが好ましい。一方、過度な含有は窒化物を形成して、固溶Ｎ量を低下させ高温強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．２０％以下とする。溶接性も考慮すると、Ａｌ含有量は０．１５％以下であるのが好ましい。
＜Ｎ：０．１〜０．６％＞
Ｎは、本発明において非常に重要な元素のひとつである。Ｃと同様に高温強度を上げる他、オーステナイト安定度を上げることでＮｉの低減も可能になる。また、Ｃよりも鋭敏化による耐食性低下影響が小さいため、Ｃよりも多量の含有が可能である。高温環境に耐える高温強度を得るために、Ｎ含有量は、０．１０％以上とする。Ｎｉの低減効果も考慮すると、Ｎ含有量は０．２５％以上であるのが好ましい。一方、多量に含有させると製鋼工程で凝固時に気泡系欠陥が生じるために、０．６％以下とする。その他にも、加圧溶解設備が必要となる点、および常温における強度が高すぎて冷間圧延時の負荷が高くなり、生産性を損なうため、Ｎ含有量は０．４％以下にすること好ましく、より好ましくは、０．３％以下である。
＜Ｖ：０．０２〜０．１５％＞
Ｖは、ステンレス鋼の合金原料に不純物として混入し、精錬工程における除去が困難であるため、一般的に０．０２〜０．１５％の範囲で含有される。また、微細な炭窒化物を形成し、粒成長抑制効果を有するため、必要に応じて、意図的に含有させる。その効果を安定して発現させるため、Ｖ含有量は０．０２％以上とする。結晶粒径を一定範囲にするためには、Ｖ含有量は０．０８％以上であるのが好ましい。一方、過剰に含有させると、析出物が粗大化するおそれがあり、その結果、焼入れ後の靭性が低下してしまう。そのため、Ｖ含有量は０．１５％以下とする。なお、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｖ含有量は０．１０％以下であるのが好ましい。
＜Ｂ：０．０００２〜０．００５０％＞
Ｂは、熱間加工性の向上に有効な元素であり、その効果は０．０００２％以上で発現するため、Ｂ含有量は０．０００２％以上とする。より広い温度域における熱間加工性を向上させるためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、過度な含有は熱間加工性の低下により表面疵の原因となるため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。耐食性も考慮すると、Ｂ含有量は０．００２５％以下であるのが好ましい。
＜Ｎｂ：０〜０．１０％＞
Ｎｂは、炭窒化物を形成することでステンレス鋼におけるクロム炭窒化物の析出による鋭敏化および耐食性の低下を抑制する元素であるので、含有させてもよい。しかしながら、大型の製鋼介在物を形成することで、表面疵の原因になりやすく、ガスケットの疲労寿命低下の原因にもなる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。固溶Ｃ、Ｎ量の確保による高温強度向上を考慮すると、Ｎｂ含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、０．０１％以上含有させるのが好ましい。
＜Ｔｉ：０〜０．１０％＞
Ｔｉは炭窒化物を形成することで、ステンレス鋼におけるクロム炭窒化物の析出による鋭敏化および耐食性の低下を抑制する元素であるので、含有させてもよい。しかしながら、大型の製鋼介在物を形成することで、ガスケットの疲労寿命を下げる原因になるため、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。固溶Ｃ，Ｎ量の確保による高温強度向上を考慮すると、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。上記の効果を得るためには、０．０１％以上含有させるのが好ましい。
＜Ｙ：０〜０．１０％＞
Ｙは耐酸化性を高める効果とともに、脱硫元素でもあるので、含有させてもよい。しかしながら過度な含有は連続鋳造時にノズル閉塞の問題を生じるほか、大型の酸化物系介在物の形成により、ガスケットの疲労寿命を損ねるため、Ｙ含有量は０．１０％以下であるのが好ましい。上記効果を得るには、Ｙ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。
＜Ｃａ：０〜０．０１０％＞
Ｃａは脱硫元素として使用され、鋼中のＳを低減して熱間加工性を向上させる効果があるので、含有させてもよい。一般には、溶解精錬時のスラグ中にＣａＯとして添加させ、この一部が鋼中にＣａとして溶解しているものである。また、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯなどの複合酸化物としても鋼中に含有される。一方、多量に含有させると、比較的粗大な水溶性介在物ＣａＳが析出し、耐食性を低下させる。そのため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。熱間加工性の改善効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましい。
＜Ｍｇ：０〜０．０１０％＞
ＭｇはＣａと同様に脱硫元素として含有され、一般にはスラグ中から溶鋼中に平衡量が固溶するほか、複合酸化物中にＭｇＯとして含有される場合もある。また、耐火物中のＭｇＯが溶鋼中に溶け出す場合もある。一方、過度な含有は水溶性介在物ＭｇＳが粗大析出し耐食性を低下させる。そのため、Ｍｇ含有量は、０．０１０％以下であるのが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。
＜ＲＥＭ：０〜０．１０％＞
ＲＥＭは耐酸化性を高める効果とともに、脱硫元素でもあるので、含有させてもよい。しかしながら、過度な含有は連続鋳造時にノズル閉塞の問題を生じるほか、大型の酸化物系介在物の形成により、ガスケットの疲労寿命を損ねる。そのため、ＲＥＭ含有量は、０．１０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るには、ＲＥＭ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。
ＲＥＭとは、Ｓｃおよびランタノイドの総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味し、通常はＲＥＭの中にＹも含まれるが、本発明では、記載を分けている。
本発明の鋼板において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
＜［Ｍｎ］×［Ｓ］≦０．００２０＞
ＭｎとＳは硫化物ＭｎＳを形成して、耐熱ガスケットの使用環境における耐食性を低下させる。特にＳＣＣが問題であり、割れの発生を抑制するためには、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］（質量％）、Ｓの含有量［Ｓ］（質量％）の積、［Ｍｎ］×［Ｓ］≦０．００２０とすることが必要である。腐食の起点となるＭｎＳを低減することで、ＳＣＣの発生を大幅に抑制することが可能となる。低Ｓ化には脱硫負荷が増大し、低Ｍｎ化するとオーステナイト安定化のためにより多くのＮｉが必要となり製造コストが増大するので、下限を０．０００１とすることが好ましい。加工性なども考慮すると[Ｍｎ]×[Ｓ]≦０．００１５とすることが好ましい。
＜結晶粒のアスペクト比＞
本発明は、冷間加工後、熱処理を行わない。このため、最終時の結晶粒が圧延組織となっている。本発明においては、結晶粒の長軸の長さをＬ１、結晶粒の短軸の長さをＬ２とし、アスペクト比であるＬ１／Ｌ２を規定しており、十分な表面硬度を得るためにアスペクト比：Ｌ１／Ｌ２≧１.５とする。アスペクト比：Ｌ１／Ｌ２＜１.５である場合には、メタルガスケットとしての表面硬度が十分でなく、加えて、長時間高温に曝されたとき、具体的に言えば、６００℃で４００時間曝露された際の表面硬度（ＨＶ）が３００以上であるということを満足しない。アスペクト比：Ｌ１／Ｌ２は、Ｌ１／Ｌ２≦２５であるのが好ましく、Ｌ１／Ｌ２≧５であるのが好ましい。なお、アスペクト比を測定するために、光学顕微鏡にて観察・記録した金属組織を画像解析し、測定した。
＜６００℃で４００時間保持後の表面硬度（ＨＶ）＞
本発明は、メタルガスケットに用いられるオーステナイト系ステンレス鋼板であり、メタルガスケットは、通常、その使用部位でも異なるが、排気系部品周辺で使用される場合、５００〜７００℃といった高温域で長時間曝される。このため、使用中に変形が生じ、シール性および硬度が低下する、いわゆる「へたり」が発生する。６００℃で使用時のへたりを抑制するためには、６００℃で４００時間曝露された際の表面硬度（ＨＶ）を３００以上とする必要がある。
このため、後述する実施例では、上記の使用環境を模擬し、６００℃４００時間保持後の表面硬度等の測定を行っている。
なお、本発明者等が、種々の熱履歴を加えた後に、さらに６００℃で４００時間保持後の硬度を調べたところ、いずれも表面硬度（ＨＶ）が３００以上となることを確認している。すなわち、実際に使用されている素材、あるいは前の熱履歴が不明の材料を用いても、実際の使用環境を想定した、６００℃、４００時間曝露後の表面硬度（ＨＶ）が３００以上であれば、本発明のこの要件を満足することとなる。なお、表面硬度（ビッカース硬度）はＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠した手法で荷重４．９０３Ｎ（ＨＶ０．５）で５点以上測定し、平均値を持って代表値とする。
また、へたりについては、高温での変形という点においても、評価する必要があるため、６００℃で４００時間保持後のビード高さの変化量で評価を行った。ビード高さとは、断面形状で円弧状に張り出した部分の高さであり、６００℃で４００時間、保持後の上記部分の高さ変化を計測した。
＜耐ＳＣＣ性＞
上述のようにＭｎおよびＳの量比［Ｍｎ］×［Ｓ］≦０．００２０とすることで、耐ＳＣＣ性が向上する。耐ＳＣＣ性は、０．０８％ＮａＣｌ水溶液中で１５０℃のオートクレーブ試験４０時間で評価する。オートクレーブ試験とは高温の水溶液腐食環境を得るため、耐圧性の容器を用いて行う試験である。ＳＣＣ試験の方法はＪＩＳ Ｇ０５７６に準じ、液の温度、組成を調整した。
＜製造工程＞
本発明におけるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法において、冷間の調質圧延に供される鋼板を製造する工程は、特に限定されない。公知の手段（例えば電気炉）により溶製された鋼を連続鋳造機で１５０〜２５０ｍｍ厚のスラブに鋳造し、場合によっては表面を研削した後、１２００℃以上に加熱して、熱間圧延機で熱間圧延を行って板厚３〜６ｍｍ程度の熱延鋼帯とする。熱延鋼帯を１１００℃程度の温度で焼鈍し、酸洗する。引き続き冷間圧延と焼鈍を繰り返して、０．５ｍｍ以下の厚みの薄板とする。より好ましくは０．３ｍｍ以下の厚みである。仕上げ焼鈍は焼鈍酸洗仕上げ（２Ｂ仕上げ）でも、無酸化雰囲気で焼鈍するＢＡ仕上げでも構わない。尚、ここでいう仕上げ焼鈍は、調質圧延前の焼鈍行程をいう。
一方、仕上げ焼鈍後に行う冷間の調質圧延工程は、ガスケット用バネ材として必要な強度（表面硬度）を得るために、必要とされる強度（表面硬度）に応じて圧下率を変えて行われる。耐熱ガスケットに必要とされる強度を得るためには調質圧延は、２０％以上の圧下率とすることが望ましい。また６００℃で４００時間保持後の表面硬度（ＨＶ）が３００以上を満足するためには、本発明の成分系とするとともに、調質圧延の圧下率を２０％以上とするのが好ましく、３０％以上の圧下率にすることがより好ましい。また圧下率の上限は、調質圧延パス回数の増加により生産性を損ねるために８０％以下にすることが好ましく、６０％以下にすることがより好ましい。
本発明では、調質圧延後に焼鈍工程は行わないが、焼鈍以外の行程であれば、調質圧延後の工程は特に限定されない。形状強制又は脱脂洗浄工程を付与する場合もある。
以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
まず、表１に示す成分組成の鋼を溶製して２００ｍｍ厚のスラブに鋳造した。このスラブを１２５０℃に加熱後、粗熱延、仕上熱延を経て板厚４ｍｍの熱延鋼板とし、８００℃の温度域での巻取りをシミュレーションするために８００℃の熱処理に挿入し、１時間保持後空冷した。引き続き、熱延板焼鈍を、１１００℃で２０秒行った後水冷した。その後、ショットブラストし、酸洗してスケールを除去した。冷間圧延、焼鈍や酸洗を数回繰り返して０．２５〜０．５ｍｍの冷延鋼板とした。また、アスペクト比については前述した手法を用い、測定した。
Figure 0006197974
図１に示すように、各ステンレス鋼板１から内径８０ｍｍの円形開口２を有し、開口２の周辺に幅２．５ｍｍ、高さ０．２５ｍｍ、突起部２Ｒのビード３をプレス成形して、メタルガスケットを模擬した試験片１０を製作した。試験片１０を６００℃で４００時間保持後、表面硬度を測定した。表面硬度はＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠した手法で荷重４．９０３Ｎ（ＨＶ０．５）で５点以上測定し、平均値を持って代表値とした。
また、ビード高さ変化を測定し、ガスケットへたりとして評価した。ビード高さ変化は３０％以下を合格とした。さらに、ＳＣＣを、０．０８％ＮａＣｌ水溶液中で１５０℃のオートクレーブ試験４０時間で評価した。比較例として、本発明外の組成になるサンプルについても同様の評価を行った。ＳＣＣ試験の方法はＪＩＳ Ｇ０５７６に準じ、液の温度、組成を調整した。
結果を表２に示す。なお、最後に行った冷間圧延（調質圧延）の圧下率を「調質圧下率」として、示す。
Figure 0006197974
本発明例である試験Ｎｏ．１〜２５は、本発明の組成の規定を満たし、［Ｍｎ］×［Ｓ］≦０．００２０、アスペクト比Ｌ１／Ｌ２≧１.５、６００℃、４００時間保持後の表面硬度（ＨＶ）が３００以上であり、ビード高さ変化が目標値（３０％以下）を満足し、ＳＣＣ、表面疵も生じなかった。
一方、比較例である試験Ｎｏ．２６〜４７は、本発明の組成の規定を満足せず、６００℃、４００時間保持後の表面硬度が３００未満、ＳＣＣ発生、ビード高さ変化が３０％超、又は表面疵のいずれかが発生した。
また、比較例である試験Ｎｏ．４８は、本発明の組成の規定を満足せず、アスペクト比の値が低く、６００℃、４００時間保持後の表面硬度（ＨＶ）が低い値となった。加えて、ビード高さ変化が３０％超となった。
比較例である試験Ｎｏ．４９は、各元素においては本発明の規定の範囲内であるが、［Ｍｎ］×［Ｓ］≦０．００２０を満足せず、アスペクト比も低く、６００℃、４００時間保持後の表面硬度（ＨＶ）が低い値となった。加えて、ＳＣＣが発生し、ビード高さ変化も３０％超となった。
比較例である試験Ｎｏ．５０は、各元素においては本発明の規定の範囲内であるが、［Ｍｎ］×［Ｓ］≦０．００２０を満足せず、ＳＣＣが発生した。
比較例である試験Ｎｏ．５１は、本発明の組成の規定を満足しているが、アスペクト比の値が低く、６００℃、４００時間保持後の表面硬度（ＨＶ）が低い値となり、ビード高さ変化も３０％超となった。
１ ステンレス鋼板
２ 開口
３ ビード
１０ 試験片

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．１５％、
    Ｓｉ：０．２０〜２．５％、
    Ｍｎ：０．２〜４．５％、
    Ｐ ：０．０１０〜０．０３０％、
    Ｓ ：０．０００１〜０．００１０％、
    Ｃｒ：２０．０〜２６．０％、
    Ｎｉ：１０．０〜１５．０％、
    Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
    Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
    Ｃｏ：０．０５〜２．５０％、
    Ａｌ：０．０１〜０．２０％、
    Ｎ：０．１〜０．６％、
    Ｖ：０．０２〜０．１５％、
    Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
    Ｎｂ：０〜０．１０％、
    Ｔｉ：０〜０．１０％、
    Ｙ：０〜０．１０％、
    Ｃａ：０〜０．０１０％、
    Ｍｇ：０〜０．０１０％、
    ＲＥＭ：０〜０．１０％、
    残部がＦｅおよび不純物であり、
    Ｍｎの含有量［Ｍｎ］（質量％）、Ｓの含有量［Ｓ］（質量％）が、
    ［Ｍｎ］×［Ｓ］≦０．００２０を満たし、
    板厚が０．５ｍｍ以下であり、
    結晶粒の長軸の長さをＬ１、結晶粒の短軸の長さをＬ２とするとき、
    アスペクト比の値Ｌ１／Ｌ２≧１.５を満たし、
    ６００℃で４００時間保持後の表面硬度（ＨＶ）が３００以上であるオーステナイト系ステンレス鋼板。
  2. 質量％で、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、および/または、
    Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
    を含む請求項１記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  3. 質量％で、
    Ｙ：０．０１〜０．１０％、
    Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
    Ｍｇ：０．０００２〜０．０１０％、および
    ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％
    から選択される１種以上を含む請求項１または２記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  4. 冷間圧延において圧下率が２０％以上の調質圧延を施す請求項１〜３のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
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