WO2002088410A1 - Garniture metallique, materiau brut et procedes de production - Google Patents

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WO2002088410A1
WO2002088410A1 PCT/JP2002/004136 JP0204136W WO02088410A1 WO 2002088410 A1 WO2002088410 A1 WO 2002088410A1 JP 0204136 W JP0204136 W JP 0204136W WO 02088410 A1 WO02088410 A1 WO 02088410A1
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stainless steel
gasket
martensite
chromium nitride
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Kazuhiko Adachi
Seishi Ishiyama
Kenichi Goshokubo
Takashi Katsurai
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Sumitomo Metal Industries, Ltd.
Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha
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Definitions

  • the present invention relates to a metal gasket, particularly a metal gasket for an engine of an automobile or a motorcycle, a stainless steel used for the production thereof, and a method for producing the same.
  • a metal gasket particularly a metal gasket for an engine of an automobile or a motorcycle
  • a stainless steel used for the production thereof
  • a method for producing the same a metal gasket for an engine.
  • the present invention will be described by taking a metal gasket for an engine as an example, but the metal gasket according to the present invention is not limited thereto. Background art
  • the engine gasket which is called a head gasket, is installed between the cylinder head and the cylinder block, and is a sealing part for preventing leakage of combustion gas, engine cooling water and oil.
  • a composite gasket with a structure in which a compressed material is wrapped in mild steel was used as a head gasket before, but most of it is now a metal gasket consisting essentially of a metal plate.
  • the metal gasket (head gasket) for the engine has the same contour as the seal part, and is composed of three stainless steel sheets stacked around each other with a circular hole corresponding to the combustion chamber (cylinder). .
  • a convex portion called a bead is formed in an annular shape around the hole of the gasket [see Fig. 3 (a) and (b)]. Sealing is ensured.
  • the entire surface of the gasket outside the bead is thinly coated with rubber to prevent the occurrence of scratches on the surface of the thin plate and to prevent leakage of the gasket, cooling water, oil, etc. transmitted through the socket. When coating rubber, heat treatment is generally performed at temperatures up to about 350 ° C for several minutes.
  • SUS301 and SUS304 materials belonging to metastable austenitic stainless steel have been widely used for metal gaskets for engines. These materials are usually used after cold rolling (temper rolling) for the purpose of strength adjustment. Processing in this way Work hardening accompanied by induced martensite transformation enables relatively high strength to be obtained relatively easily, and hardening due to work-induced martensite transformation at the deformed part suppresses local deformation and uniformly deforms the material. Because of the TRIP effect, these are characterized by excellent workability among various stainless steels.
  • a material that uses the above-mentioned steel corresponding to SUS301 or SUS304 and has improved elastic deformation resistance (panelability) such as Young's modulus and panel limit value by strain aging, or a method of manufacturing the same is disclosed in Japanese Patent Publication No. These are proposed in 68930 and 7-65110.
  • a high-strength material having improved hardness and strength (tensile strength) by adding a precipitation strengthening element such as Si, Mo, Cu, and ⁇ ⁇ ⁇ , or a method for producing the same, is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 214841 and 5-117813. Has been reported to.
  • precipitation strengthening is generally performed at a relatively high temperature of 400 to 600 ° C for a long time. Need. Since rubber coatings cannot withstand such temperatures, heat treatment for strengthening precipitation must be performed after gasket processing and before rubber coating. It is burdensome for the gasket manufacturer to perform heat treatment at such a high temperature, and the number of heat treatment steps for strengthening precipitation increases, which complicates the gasket manufacturing process. For this reason, metal gaskets that have been strengthened using precipitation strengthening have been difficult to put to practical use in the past. Further, a long-time heat treatment at the above-mentioned temperature for strengthening precipitation is likely to produce coarse precipitates, and this coarse precipitate becomes a starting point of fatigue fracture.
  • An object of the present invention is to provide a high-performance metal gasket having high strength and high fatigue properties, which can be advantageously manufactured in the earth and can be applied to recent high-performance engines, and a method for manufacturing the same. That is.
  • Another object of the present invention is to have excellent workability during gasket processing and to strengthen precipitation by heat treatment at around 300 ° C (200 to 350 ° C) performed during rubber coating.
  • An object of the present invention is to provide a stainless steel for a metal gasket and a method for manufacturing the same, which can manufacture the above-mentioned fossil performance metal gasket without performing a special heat treatment. Disclosure of the invention
  • the invention provides a method, in weight percent,
  • Mn 2.0% or less
  • Cr 16.0% or more and 18.0% or less
  • Ni 6.0% or more, 8.0% or less, N: 0.25% or less
  • Nb 0.30% or less
  • It has a chemical composition consisting essentially of a multi-phase structure of martensite having an area ratio of 40% or more and a residual austenite or a single-phase martensite structure, and is transformed into the martensite phase by aging treatment after molding.
  • This is a stainless steel for metal gaskets that can produce metal gaskets with a chromium nitride precipitation of Hv 500 or higher.
  • the present invention provides a composition comprising the above-described chemical composition, wherein chromium nitride is deposited. It is characterized by being composed of a high-strength stainless steel with an Hv of 500 or more, having a double-phase structure of martensite with an area ratio of 40% or more and austenite as the rest or a single-phase structure of martensite with chromium nitride precipitated. It is a metal gasket.
  • the area ratio of the martensite phase is a value calculated from the integrated intensity ratio of the peak of each phase in X-ray diffraction.
  • the stainless steel may contain inclusions that are inevitably contained in the production.
  • the present invention also provides final annealing of a cold-rolled material having the above-mentioned chemical composition to obtain a re-crystallized material comprising 50 to 100% of recrystallized grains having an average particle size of 5 or less in area ratio and 0 to 50% of unrecrystallized portions. Also provided is a method for producing a stainless steel for a metal gasket, comprising: a step of forming a crystal structure; and a step of thereafter subjecting the cold-rolled material to temper rolling at a rolling reduction of 30% or more.
  • the particle size of recrystallized grains and their area ratio are values obtained by observing the surface or cross section of the test piece with an optical or electron microscope.
  • the stainless steel thus produced which is useful for producing a metal gasket, has excellent workability and can be processed into a complicated shape.
  • a heat treatment at a temperature of 200 to 500 ° C.
  • it is significantly hardened by age hardening (ie, precipitation strengthening) based on the precipitation of chromium nitride, and the fatigue properties are also improved. Since this age hardening is achieved by a heat treatment at a temperature of up to about 350 ° C performed in the rubber coating process in the production process of the metal gasket, it is not necessary to separately perform heat treatment for the purpose of age hardening alone. Therefore, a high-strength metal gasket with excellent fatigue characteristics while suppressing the occurrence of defects during bead forming can be produced using the same process as that that does not use precipitation strengthening (without the need for an extra heat treatment step). It can be manufactured.
  • the present invention also provides a method for producing a metal gasket, comprising molding the above stainless steel or the stainless steel produced by the above method, and subjecting the molded article to aging treatment at 200 to 500 ° C and rubber coating. Also provide. As mentioned immediately above, it is industrially advantageous to achieve aging treatment by heat treatment at a temperature of 350 ° C or less during rubber coating.
  • FIG. 1 shows the change in Pickers hardness (Hv) depending on the heat treatment temperature when the steel material produced by the method according to the present invention is heat-treated with different holding times and age-hardened.
  • 2 (b) are electron microscope observations at different magnifications showing the precipitated chromium nitride in the material that has been age hardened by heat treatment at 300 ° C for 10 minutes.
  • FIG. 3 (a) is a schematic view of the test piece after bead processing performed in the example as viewed from above
  • FIG. 3 (b) is a schematic view showing an enlarged cross-sectional shape of a bead portion of the test piece. It is. Detailed description of the invention
  • a sufficient amount of martensitic transformation can be induced by temper rolling at the final stage of material production.
  • chromium nitride can be precipitated by aging at a much lower temperature than before, up to 350 ° C, which can be handled by the heat treatment performed in the rubber coating process during gasket production. Based on the finding that the material can be significantly strengthened as described above.
  • the N solid solubility limit decreases compared to the austenite matrix.
  • the stainless steel constituting the gasket according to the present invention has a multi-phase structure of martensite in which chromium nitride is precipitated and a residual austenite, or a martensite single-phase structure in which chromium nitride is precipitated.
  • the amount of the martensite phase in which chromium nitride precipitates must be sufficiently large.
  • the amount of the martensite phase is 40% or more in area ratio.
  • the hardness of Hv 500 is considered to be at or near the upper limit of the hardness of stainless steel obtained only by cold rolling.
  • the hardness of the stainless steel constituting the gasket according to the present invention is preferably difficult to obtain by cold rolling, and is useful for improving the performance of the gasket. Effective Hv 520 or more.
  • the final annealing is performed on the cold-rolled material, and the recrystallized grains with an average grain size of 5 or less occupy 50% or more in area ratio, and the remaining (if any) is the unrecrystallized part.
  • a gasket is produced from a stainless steel containing a work-induced martensite phase obtained by subjecting a recrystallized structure [hereinafter, referred to as “(partial) recrystallized structure”] to temper rolling. If can be achieved.
  • C is the most powerful austenite stabilizing element together with N, and when added excessively, martensite transformation is suppressed.
  • C is one of the most effective strengthening elements for materials together with N, and it is desirable to add C within the range where the precipitation of carbides is suppressed.
  • Si is a solid solution hardening element and also has the effect of facilitating obtaining a (partially) recrystallized structure. However, if Si is excessively contained, the workability becomes poor.
  • Mn 2.0% or less, preferably 0.2% or more, 1.8% or less
  • Cr is a basic element of stainless steel. To obtain sufficient corrosion resistance for practical use, Cr is added at 16.0% or more. In the present invention, Cr plays an important role in age hardening as a constituent element of chromium nitride. However, C is a fulylite stabilizing element. However, if the amount is too large, the fly phase will remain in the steel.
  • Ni 6.0% or more, 8.0% or less, preferably 6.1% or more, 7.6% or less
  • Ni is the most powerful and effective austenite stabilizing element among alloying elements except C and N, and is an essential element for obtaining an austenitic phase structure at room temperature. However, if Ni is added excessively, work-induced martensite transformation does not occur in temper rolling. In a metastable austenite state at room temperature, N is contained in the above amount in order to obtain necessary strength and good workability by the above transformation after cold rolling.
  • ⁇ 0.25% or less, preferably 0.08% or more, 0.24% or less
  • ⁇ is a constituent element of chromium nitride.
  • Nb is added as described later, it is considered that the addition of N also has the effect of precipitating niobium nitride during the final annealing, facilitating obtaining a (partial) recrystallized structure.
  • N is also one of the most effective material strengthening elements with C. To ensure the above effects, it is desirable to add 0.06% or more of N. However, since N is a strong austenite stabilizing element like C, the martensitic transformation is suppressed with an increase in the amount of N added. Excessive addition of N makes the production of a steel sheet difficult.
  • Nb 0 to 0.30%, preferably 0.03% or more, 0.26% or less
  • Nb has an effect of precipitating niobium nitride at the time of final annealing and facilitating obtaining a (partial) recrystallized structure, and therefore may be added in some cases.
  • Nb When Nb is added, it is desirable to add at least 0.01% or more in order to obtain the above-mentioned effects.
  • Nb is an extremely expensive element, and large amounts of it make the material extremely expensive.
  • the balance of stainless steel used in the present invention consists of Fe and unavoidable impurity elements.
  • additional elements due to industrial manufacturing requirements such as Ca or REM (rare earth metal) used as a deoxidizer during melting, and hot workability are expected to improve.
  • B etc. may be contained in amounts of 0.05% or less, respectively, if necessary.
  • a material having the above-mentioned chemical composition is subjected to steps such as smelting, mirror milling, hot rolling, and cold rolling to form a cold-rolled material, and is subjected to final annealing and temper rolling in accordance with the method of the present invention.
  • steps such as smelting, mirror milling, hot rolling, and cold rolling to form a cold-rolled material, and is subjected to final annealing and temper rolling in accordance with the method of the present invention.
  • Production of stainless steel as a raw material should be carried out by a conventional method until cold rolling. Good.
  • the cold rolling is preferably performed at a reduction of 40% or more.
  • Anneal cold-rolled stainless steel (cold-rolled material).
  • the term “final annealing” is used in the present invention.
  • a recrystallized grain having an average grain size of 5 m or less occupies 50 to 100% in area ratio, and the remaining (if any) is an unrecrystallized portion (partial) recrystallized structure is obtained. ⁇ .
  • annealing may be performed at a relatively low temperature in a short time.
  • the annealing conditions can be set so that the recrystallized structure described above is obtained within a heating temperature of 750 to 950 t and a heating time of 1 to 300 seconds.
  • the stainless steel having the above-described chemical composition can easily form the above-mentioned fine (partial) recrystallized structure by such annealing.
  • the final annealing is performed so that the wrought grains generated by the cold rolling do not remain.
  • the wrought grains are coarse, and if they remain, they deteriorate various properties including fatigue properties. If the structure after final annealing is a fine (partial) recrystallized structure in which recrystallized grains with an average grain size of 5 m or less occupy more than half of the cross-sectional area, the grain boundary density increases, and the subsequent heat During processing, diffusion of precipitate constituent elements (Cr, N, etc.) is promoted.
  • the chromium nitride is easily formed in the martensite phase induced by the processing.
  • the material precipitates and age hardens, and this heat treatment can increase the hardness of the material by 50 or more in Hv.
  • the area ratio of recrystallization is preferably 60% or more, more preferably 80% or more, and may be 100% (ie, a completely recrystallized structure).
  • temper rolling is performed at a rolling reduction of 30% or more. This is to ensure the hardness of Hv 500 or more by the subsequent aging treatment.
  • a work-induced martensite phase is generated in an amount of an area ratio of 40% or more, and a double-phase structure or a martensite of the martensite having an area ratio of 40% or more and the remaining austenite is formed. From a single-phase structure to a microstructure.
  • the rolling reduction of the temper rolling is preferably 35 to 60%, and it is preferable that the temper rolling produces a martensite phase having an area ratio of 50% or more.
  • Chromium nitride precipitation occurs in the martensite phase, which has a lower N solid solubility than the austenitic matrix. If a large amount of martensite with an area ratio of 40% or more is produced by temper rolling, subsequent aging increases Hv by 50 or more even at low aging temperatures in the range of 200 to 350 ° C. Age hardening is possible, and a hardness of Hv 500 or more can be obtained after the aging treatment.
  • the stainless steel produced in this way has good workability and can withstand the more complex or severe bead forming required for the production of miniaturized gaskets to meet the downsizing of engines. it can.
  • Hv increases by 50 or more due to age hardening due to precipitation of chromium nitride in the martensite phase, the strength is increased to Hv 500 or more, and fatigue characteristics are also improved.
  • This age hardening can be achieved by aging at relatively low temperatures, around 300 ° C, more usually in the range of 200-500.
  • Figure 1 shows that the stainless steel sheet produced by performing final annealing and temper rolling after cold rolling according to the method of the present invention was subjected to aging treatment at different temperatures (heating time was 10, 60, or 600 seconds).
  • the hardness (Hv) measured using a micro-Vickers hardness tester after the test is shown.
  • this stainless steel has already begun to harden at a heat treatment temperature of 100 ° C, and at 200 ° C or more, hardens significantly and shows a high hardness exceeding Hv 530. However, if the heating temperature exceeds 500 ° C, the hardness starts to decrease, so the preferable temperature for the aging treatment is in the range of 200 to 500 ° C.
  • Figure 2 (a) shows the chromium nitride precipitated in the stainless steel sheet material in the aging material at 300 ° C for 600 seconds (10 minutes). The precipitates were observed by a replica method using a transmission electron microscope (TEM). In the figure, the white area corresponds to the undeposited portion, and the black dot in the deposited portion is the deposited chromium nitride.
  • FIG. 2 (b) is an enlarged view of the deposition part in FIG. 2 (a).
  • a metal gasket can be manufactured according to a conventional method.
  • the production of a metal gasket is typically performed by molding including bead formation, followed by rubber coating.
  • the molding process can be performed by any appropriate method, but is typically performed by punching and subsequent bead molding to obtain a predetermined gasket shape. 'After that, aging is performed at a temperature of 200 to 500 ° C, preferably up to 350 ° C, to secure hardness of Hv 500 or more.
  • chromium nitride precipitates in the martensite phase with an area ratio of 40% or more induced by temper rolling. If the aging temperature is up to 500 ° C, the area ratio of the martensite phase does not substantially change before and after the aging treatment, so the microstructure of the stainless steel after the aging treatment is the area where chromium nitride is precipitated. It has a multi-phase structure of martensite with a ratio of 40% or more and the remaining austenite, or a martensite single-phase structure in which chromium nitride is precipitated.
  • the rubber coating is performed by applying a coating solution containing rubber thinly (eg, 10 to 30 m in dry film thickness) to the entire surface of the gasket except for the beads, and then heat-treating to crosslink the rubber.
  • Will be Heat treatment is usually performed at temperatures up to 350 ° C. As described above, in the present invention, during heat treatment at such a temperature, the stainless steel increases in strength due to age hardening.
  • the heat treatment for the treatment may be performed at 200-500 ° C.
  • the stainless steel produced by the method according to the present invention has good workability, and when subjected to aging treatment at a temperature of 200 to 500 ° C after processing, the stainless steel becomes high in strength, and thus is particularly suitable for the production of metal gaskets. However, it can also be used for molding other than gaskets.
  • Stainless steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace, and after hot rolling, annealing and cold rolling were repeated.
  • the resulting cold-rolled steel sheet was subjected to final annealing under conditions selected from a temperature of 700 to 1100 ° C and a heating time of 1 to 600 seconds, and then temper rolling.
  • the thickness (t) after temper rolling was unified to 0.2.
  • Test specimens obtained by cutting the temper-rolled steel sheet into 170 X 170 Him were press-formed using a predetermined mold, and the cross-sectional shapes shown in plan and perspective views in Figs. 3 (a) and 3 (b), respectively. Was formed into an annular shape with a diameter of about 60 mm, and was finally aged at 300 ° C for 1 minute.
  • test pieces of stainless steel sheet were collected and subjected to the following survey.
  • the average grain size of the recrystallized grains and the area ratio of the recrystallized grains after the final annealing can be obtained by observing the cross section of the specimen using an optical microscope, a scanning electron microscope (SEM) and a transmission electron microscope (TEM). It was determined from the results.
  • the average particle size and area ratio are average values in four randomly selected visual fields. When the extended grains were observed in the microstructure, the average grain size and area ratio of the recrystallized grains were not calculated because the recrystallized grains and the remainder were not microcrystalline.
  • the amount of martensite (h ') after temper rolling was calculated from the integrated intensity ratio of the martensite phase peak from the X-ray diffraction diagram.
  • the value of after the aging treatment is substantially the same as after temper rolling.
  • Hardness is measured at each stage after final annealing, temper rolling, and aging. It was measured using a Rovickers hardness tester. To evaluate the age hardening, the difference (hardening degree) between the hardness after the temper rolling and the age hardening was calculated as ⁇ .
  • the workability was evaluated by using the test piece after bead processing (before aging treatment) and determining the presence or absence of cracks on the surface of the bead outer and inner perimeters: ⁇ (no crack), X (cracked) was evaluated.
  • the bead was completely crushed using a compression tester for both the test piece after the bead processing and the test piece that was further aged, and the bead height was measured before and after that. It was evaluated as the ratio of the bead height after compression to that before compression.
  • Table 2 summarizes the results of the above survey along with the processing conditions.
  • Symbol E is equivalent to SUS304
  • the average grain size of the recrystallized grains of the recrystallized structure after final annealing is 5 m or less, the area ratio is 50% or more, and the temper rolling is performed at a rolling reduction of 30% or more.
  • the stainless steel sheet equivalent to SUS301L produced by this method has a structure containing a work-induced martensite with an area ratio of 40% or more. This stainless steel sheet has good workability and can bead-processed without generating cracks.
  • this stainless steel sheet When this stainless steel sheet is aged at a relatively low temperature of 300 ° C, it shows hardening of 50 or more in Hv, high strength exceeding 500 in Hv and 60% in set resistance, and good fatigue properties. It is. In the microstructure observation after the aging treatment, precipitated chromium nitride was observed. This chromium nitride is precipitated in a martensite phase having a lower N solid solubility limit than austenite.
  • this stainless steel sheet is suitable for the production of metal gaskets, and has excellent workability that enables the production of gaskets for recent high-performance engines.
  • heat treatment at a temperature of 350 ° C or less during rubber coating performed after bead processing causes age hardening and significantly increases strength, precipitation strengthening is performed without special heat treatment as aging treatment. As a result, a high-performance metal gasket with increased strength can be manufactured at low cost.
  • the strengthening ( ⁇ ) by aging treatment at 300 ° C was less than 50, and in many cases, ⁇ was 25 or less.
  • the performance after the aging treatment showed that none of the hardness (Hv 500 or more), the settling property (60% or more) and the fatigue properties ( ⁇ ) were satisfied.

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Description

明 細 書 金属ガスケッ トとその素材およびそれらの製造方法 技術分野
本発明は、 金属ガスケッ ト、 特に自動車やオートバイ等のエンジン用金属ガス ケッ 卜、 及びその製造に用いるステンレス鋼と、 それらの製造方法に関する。 以下では、 特にエンジン用金属ガスケッ トを例にとり、 本発明を説明するが、 本発明に係る金属ガスケッ トはそれに制限されるものではない。 背景技術
へッ ドガスケッ 卜と呼ばれるェンジン用ガスケッ トは、 シリンダ一へッ ドとシ リンダーブロックとの間に装着され、 燃焼ガスやエンジン冷却水やオイルの漏れ を防止するためのシ一ル部品である。
へッ ドガスケッ トとして、 圧縮材を軟鋼板で包んだ構造の複合タイプガスケッ トも以前は使用されていたが、 現在はほとんどが、 実質的に金属板からなる金属 ガスケッ トである。
エンジン用金属ガスケッ ト （へッ ドガスケッ 卜） は、 シール部と同じ輪郭を持 ち、 燃焼室 （シリンダー） に対応する円形の穴をあけたステンレス鋼薄板を 3枚 前後重ねたものから構成される。 ガスケッ トの穴の周囲には、 ビ一ドと呼ばれる 凸部が円環状に形成されており [図 3 (a) および (b) 参照] 、 このビードの反発 力による密着によって高圧の燃焼ガス等に対する密閉が確保される。 ビードより 外側のガスケッ 卜の全面には、 薄板表面のキズ発生を防止するため、 またガスケ 、ソ トを伝う冷却水、 オイル等の漏れを防止するため、 ゴムが薄くコーティングさ れている。 ゴムをコーティングする時には、 一般に 350 °C程度までの温度で数分 間の熱処理が行われる。
従来、 エンジン用金属ガスケッ 卜には、 準安定オーステナイ 卜系ステンレス鋼 に属する SUS301系や SUS304系の材料が広く用いられてきた。 これらの材料は、 普 通は強度調整を目的とした冷間圧延 （調質圧延） 後に使用される。 こうして加工 誘起マルテンサイ ト変態を伴う加工硬化により、 比較的容易に高強度が得られる とともに、 変形部での加工誘起マルテンサイ ト変態による硬化により、 局所的変 形が抑制されて材料が均一に変形する、 いわゆる TRIP効果が得られるので、 これ らは各種ステンレス鋼のなかでも加工性に優れることを特徴とする。
しかし、 これらの材料においても、 他の金属材料と同様に、 高強度化に伴う加 ェ性の低下は避けられない。 これらの材料では、 最近のエンジンの高出力化に伴 つて要望される更なる高強度化と、 軽量化つまり小型化に伴つて要望される複雑 な形状に対応できる加工性とを両立することが困難である。
一般に、 上記ステンレス鋼板は、 平板の状態では、 高強度化に伴って疲労強度 も上昇する。 しかし、 従来のエンジン用金属ガスケッ トでは、 ガスケッ ト形状の 複雑化に伴って、 材料の加工性の不足により、 ビード形成時にき裂 （板表面での 微少な割れ） 、 シヮ等の欠陥が発生し、 加工後に疲労特性が大きく低下すること が認められていた。
このため、 必要な加工性が確保できる （強度未達の） 状態でステンレス鋼板を ガスケッ トに加工 （例、 打抜きとビード成形により） した後、 熱処理を施して時 効硬化させ、 強度を高める方法が数多く提案されている。
具体的には、 上述の SUS301または SUS304に対応する鋼を使用し、 歪時効により ヤング率、 パネ限界値等の弾性変形抵抗 （パネ性） を向上させた材料またはその 製造方法が特公平 3—68930 号および 7— 65110 号各公報に提案されている。 S i 、 Mo、 Cu、 Τί等の析出強化元素を加えて硬度、 強度 （引張強さ） を向上させた高 強度材料またはその製造方法は、 特開平 4一 214841号および 5— 117813号各公報 に報告されている。
また、 主に析出強化により高強度を得る SUS630や SUS631等の析出強化型ステン レス鋼を使用することも提案されている。
しかし、 歪時効はパネ性が向上してビードの反発力が増す反面、 硬度や強度の 上昇が小さいため、 ガスケッ 卜がシリンダ一へッ ドとシリンダーブロック間に装 着され、 ボルト等により締込まれた段階で、 ビードが潰されて高さが減少する、 へ夕リが起こるという問題があった。
一方、 析出強化は一般に 400〜600 °Cという比較的高い温度で長時間の熱処理 を必要とする。 ゴムコーティングはこのような温度に耐えられないため、 析出強 化のための熱処理は、 ガスケッ ト加工後で、 ゴムコーティング前に行わなければ ならない。 ガスケッ 卜の製造業者がこのような高温での熱処理を実施するのは負 担が大きい上、 析出強化のための熱処理工程が増え、 ガスケッ ト製造工程が複雑 となる。 そのため、 析出強化を利用して高強度化した金属ガスケッ トは、 従来は 実用化が困難であった。 また、 析出強化のための上記温度での長時間の熱処理は 粗大な析出物を生じ易く、 この粗大な析出物が疲労破壊の起点となるという難点 もめる。
本発明の目的は、 土業的に有利に製造でき、 最近の高性能化するエンジンに適 用可能な、 高強度かつ高疲労特性を備える、 高性能の金属ガスケッ トとその製造 方法を提供することである。
本発明の別の目的は、 ガスケッ ト加工時には優れた加工性を有し、 ゴムコーテ イング時に実施される 300 °C前後（200〜350 °C ) の熱処理により析出強化して、 析出強化のための特別な熱処理を行わずに上記の窩性能金属ガスケッ トを製造で きる、 金属ガスケット用ステンレス鋼とその製造方法を提供することである。 発明の開示
1側面において、 本発明は、 質量％で、
C ： 0. 03%以下、 Si： 1. 0 %以下、
Mn： 2. 0 %以下、 Cr： 16. 0%以上 18. 0%以下、
Ni ： 6. 0 %以上 8. 0 %以下、 N ： 0. 25%以下、
場合により Nb： 0. 30%以下、
残部 Feおよび不可避不純物、
から本質的に成る化学組成を有し、 かつ面積率 40%以上のマルテンサイ 卜と残部 オーステナイ 卜との複相組織またはマルテンサイ ト単相組織からなり、 成形加工 後の時効処理によって前記マルテンサイ ト相にクロム窒化物が析出した Hv 500以 上の金属ガスケットを製造することができる、 金属ガスケッ ト用ステンレス鋼で ある。
別の面からは、 本発明は、 上記化学組成を有し、 かつクロム窒化物が析出した 面積率 40%以上のマルテンサイ 卜と残部オーステナイ 卜との複相組織またはクロ ム窒化物が析出したマルテンサイ ト単相組織を有する、 Hv 500以上の高強度ステ ンレス鋼から構成されることを特徴とする、 金属ガスケッ トである。
本発明において、 マルテンサイ ト相の面積率は、 X線回折での各相のピークの 積分強度比により算出した値である。 前記ステンレス鋼には、 製造上不可避的に 含有される介在物は存在していてもよい。
本発明はまた、 上記化学組成を有する冷間圧延材に最終焼鈍を行って、 面積率 で平均粒径 5 以下の再結晶粒 50〜100 %と未再結晶部 0〜50%とからなる再 結晶組織とする工程と、 その後に該冷間圧延材に圧下率 30%以上で調質圧延を施 す工程とを含むことを特徴とする、 金属ガスケッ ト用ステンレス鋼の製造方法も 提供する。
再結晶粒の粒径とその面積率は、 試験片の表面または断面を光学または電子顕 微鏡で観察して求めた値である'。
こうして製造された、 金属ガスケッ 卜の製造に有用なステンレス鋼は、 加工性 に優れ、 複雑な形状に加工することが可能である。 その上、 このステンレス鋼は 、 その後に 200〜500 °Cの温度で熱処理を施すと、 クロム窒化物の析出に基づく 時効硬化 （即ち、 析出強化） により著しく高強度化し、 疲労特性も向上する。 この時効硬化は、 金属ガスケッ 卜の製造プロセスにおけるゴムコーティングェ 程で行われる 350 °C程度までの温度での熱処理により達成されるため、 別に時効 硬化のみを目的とする熱処理を行う必要がない。 そのため、 ビード成形加工時の 欠陥発生を抑制しながら、 疲労特性に優れる高強度の金属ガスケッ トを、 析出強 化を利用しない製造プロセスと同じプロセスにより （余分な熱処理工程を必要と せずに） 製造することが可能となる。
本発明はまた、 上記ステンレス鋼または上記方法で製造されたステンレス鋼を 成形加工し、 成形品に 200〜500 °Cでの時効処理とゴムコ一ティングを施すこと からなる、 金属ガスケッ 卜の製造方法も提供する。 すぐ上に述べたように、 時効 処理はゴムコーティング時の 350 °C以下の温度での熱処理により達成することが 工業的には有利である。 図面の簡単な説明
図 1は、 本発明に係る方法により製造された鋼加工素材を異なる保持時間で熱 処理して時効硬化させた場合の熱処理温度によるピツカ一ス硬度 (Hv)の変化を示 図 2 (a) および 2 (b) は、 300 °C X 10分で熱処理して時効硬化させた材料にお ける析出したクロム窒化物を示す、 倍率の異なる電子顕微鏡観察図である。 図 3 (a) は、 実施例で行ったビード加工後の試験片を上から見た模式図であり 、 図 3 (b) はこの試験片のビード部の断面形状を拡大して示す模式図である。 発明の詳細な説明
本発明は、 SUS301L に相当する化学組成の既存のオーステナイ ト系ステンレス 鋼からガスケッ トを製造する場合、 素材製造の最終段階で行う調質圧延により十 分な量のマルテンサイト変態を誘起させておけば、 ガスケッ ト製造時のゴムコー ティング工程で行う熱処理で対応可能な 350 °Cまでの温度という、 従来に比べて かなり低温での時効処理によってクロム窒化物を析出させることができ、 それに より Hv 500以上まで材料を著しく強化することができるという知見に基づく。 このクロム窒化物の析出は、 最終焼鈍により結晶粒界密度を上昇させて析出物 構成元素 （Cr、 N等） の拡散を容易にした場合、 オーステナイ ト母相に比べて N 固溶限が減少する、 調質圧延により加工誘起させたマルテンサイ ト相において起 こることが認められた。 従って、 本発明に係るガスケットを構成するステンレス 鋼は、 クロム窒化物が析出したマルテンサイ 卜と残部オーステナィ 卜との複相組 織、 またはクロム窒化物が析出したマルテンサイ ト単相組織を有する。
上記時効処理によりピツカ一ス硬度 (Hv)で 50以上の増大という顕著な時効硬化 を得るためには、 クロム窒化物が析出する相であるマルテンサイ ト相の量が十分 に多くなければならない。 具体的には、 上記複相組織の場合、 マルテンサイ ト相 の量は面積率で 40%以上とする。
Hv 500という硬度は、 冷間圧延のみで得られるステンレス鋼の硬度の上限ない しそれに近いと考えられる。 本発明に係るガスケッ トを構成するステンレス鋼の 硬度は、 好ましくは、 冷間圧延で得ることが難しく、 ガスケッ 卜の高性能化に有 効である Hv 520以上である。
上記の時効硬化および鋼組織は、 冷間圧延材に最終焼鈍を行って、 平均粒径 5 以下の再結晶粒が面積率で 50%以上を占め、 残部 （あれば） が未再結晶部か らなる再結晶組織 [以下、 この組織を 「 （部分） 再結晶組織」 という] にした後 、 調質圧延して得られた、 加工誘起マルテンサイ ト相を含むステンレス鋼からガ スケッ トを製造する場合に達成することができる。
本発明に係るガスケッ卜を構成するステンレス鋼の化学組成を上記のように規 定する理由を次に説明する。 以下の説明において、 化学組成に関する 「％」 は全 て 「質量％J である。
C : 0. 03%以下、 好ましくは 0. 01%以上、 0. 025 %以下
Cを過度に含有すると、 （部分） 再結晶組織を得るために比較的低温で実施さ れる最終焼鈍中に、 多量のクロム炭化物の析出を招き、 ステンレス鋼として実用 に耐える耐食性を得ることが困難となる。 また、 ゴムコ一ティング加工時にクロ ム窒化物の析出が阻害されるとともに、 材料の加工性を劣化させる。
更に、 Cは Nと共に最も強力なオーステナイ ト安定化元素であり、 過度に添加 した場合にはマルテンサイ ト変態が抑制される。 ただし、 Cは Nとともに、 最も 有効な材料の強化元素の一つであり、 上記炭化物の析出が抑えられる範囲内での 添加が望ましい。
S i : 1. 0 %以下、 好ましくは 0. 2 %以上、 0. 8 %以下
S iは固溶硬化元素であり、 （部分） 再結晶組織を得るのを容易にする効果も有 する。 ただし、 S iを過度に含有すると加工性不良となる。
Mn: 2. 0 %以下、 好ましくは 0. 2 %以上、 1. 8 %以下
はオーステナイ ト安定化元素であり、 他の元素とのバランスを考慮して添加 される。 Mnを過度に添加すると、 加工誘起マルテンサイト相が得られない場合が あり、 また、 介在物等の生成により材料の加工性低下を招く。
Cr : 16. 0%以上、 18. 0%以下、 好ましくは 16. 4%以上、 17. 9%以下
Crはステンレス鋼の基本元素であり、 実用に耐える充分な耐食性を得るため、 16. 0%以上を添加する。 本発明においては、 Crはクロム窒化物の構成元素として 時効硬化に重要な役割を果たす。 ただし、 C まフユライト安定化元素であるため 、 その添加量が多すぎると、 鋼中へのフヱライ ト相の残存を招く。
Ni : 6. 0 %以上、 8. 0 %以下、 好ましくは 6. 1 %以上、 7. 6 %以下
Niは、 C、 Nを除く合金元素中で最も強力かつ有効なオーステナイ ト安定化元 素であり、 室温においてオーステナイ ト相組織を得るために必須の元素である。 ただし、 N iを過度に添加すると、 調質圧延において加工誘起マルテンサイ ト変態 が起こらなくなる。 室温で準安定オーステナイ ト状態とし、 冷間圧延後に上記変 態により必要な強度と良好な加工性を得るため、 N ίを上記の量で含有させる。
Ν : 0. 25%以下、 好ましくは 0. 08%以上、 0. 24%以下
Νはクロム窒化物の構成元素である。 また、 後述するように Nbを添加した場合 には、 Nの添加により最終焼鈍時にニオブ窒化物も析出し、 （部分） 再結晶組織 を得るのを容易にする効果があると考えられる。 Nはまた、 Cとともに最も有効 な材料の強化元素の一つである。 以上の効果を確実に得るには、 0. 06%以上の N の添加が望ましい。 ただし、 Nは、 Cと同様に強力なオーステナイ ト安定化元素 であるので、 その添加量の増加に伴い、 マルテンサイ ト変態が抑制される。 また 、 Nの過度の添加は、 鋼板の製造を難しくする。
Nb : 0〜0. 30%、 好ましくは、 0. 03%以上、 0. 26%以下
Nbは、 最終焼鈍時にニオブ窒化物を析出させ、 （部分） 再結晶組織を得るのを 容易にする効果を有するので、 場合により添加しうる。 Nbを添加する場合、 前述 した効果を得るには、 少なくとも 0. 01%以上の量の添加が望ましい。 ただし、 Nb は極めて高価な元素であり、 多量の添加は材料を極めて高価にする。
本発明で用いるステンレス鋼の残部は、 Feおよび不可避的不純物元素からなる 。 ただし、 所望により、 前述した成分以外に、 工業的製造上の要請からの添加元 素、 例えば溶製時に脱酸剤として使用される Caあるいは REM (希土類金属） 、 熱間 加工性の改善が見込まれる B等を、 必要に応じてそれぞれ 0. 05%以下の量で含有 しても差し支えない。
上述した化学組成を有する材料を、 溶製、 鏡造、 熱間圧延、 冷間圧延等の工程 を経て冷間圧延材とし、 本発明の方法に従って最終焼鈍と調質圧延を行い、 加工 素材となるステンレス鋼を製造する。
素材のステンレス鋼の製造は、 冷間圧延までは、 慣用の方法により実施すれば よい。 冷間圧延は、 圧下率 40%以上で行うことが好ましい。
冷間圧延したステンレス鋼 （冷間圧延材） を焼鈍する。 この冷間圧延後の焼鈍 を、 冷間圧延の間に行う焼鈍と区別するため、 本発明では 「最終焼鈍」 と言う。 この最終焼鈍は、 最終焼鈍後に、 平均粒径 5 m以下の再結晶粒が面積率で 50〜 100 %を占め、 残部 （あれば） が未再結晶部からなる （部分） 再結晶組織が得ら れるように ί亍ぅ。
このように微細な再結晶粒を析出させるには、 焼鈍を比較的低温かつ短時間で 行えばよい。 例えば、 加熱温度 750〜950 t：、 加熱時間 1〜300 秒の範囲内で、 上記の再結晶組織が得られるように焼鈍条件を設定することができる。 上述した 化学組成を有するステンレス鋼は、 このような焼鈍によって、 上記の微細な （部 分） 再結晶組織を容易に形成することができる。
最終焼鈍は、 冷間圧延により生成した展伸粒が残存しないように行う。 展伸粒 は粗大であり、 残存すると、 疲労特性をはじめとする諸特性を劣化させる。 最終焼鈍後の組織が、 平均粒径 5 m以下の再結晶粒が断面積で半分以上を占 める微細な （部分） 再結晶組織であると、 粒界密度が増大するので、 その後の熱 処理中に析出物構成元素 （Cr、 N等） の拡散が助長される。 その結果、 金属ガス ケッ 卜への成形加ェ後に行われるゴムコーティング工程で実施される、 300 °C前 後という低温での熱処理中に、 加工誘起されたマルテンサイ ト相においてクロム 窒化物が容易に析出して材料が時効硬化し、 この熱処理によって材料硬度を Hvで 50以上高めることが可能となる。 こうして、 時効前には良好な加工性を確保し、 時効後には良好な強度と疲労特性を得ることができる。
再結晶粒の平均粒径が 5 mを超えるか、 またはその面積率が 50%未満では、 上記効果を得ることが難しくなる。 また、 仮にその効果が得られたとしても、 調 質圧延後の加工性が不足する。 再結晶の面積率は好ましくは 60%以上、 より好ま しくは 80%以上であり、 100 % (即ち、 完全再結晶組織） であってもよい。 最終焼鈍後に、 調質圧延を圧下率 30%以上で行う。 これは、 その後に行う時効 処理によって Hv 500以上の硬度を確保できるようにするためである。 この調質圧 延により、 面積率で 40%以上となる量で加工誘起マルテンサイ ト相を生成させ、 面積率 40%以上のマルテンサイ 卜と残部オーステナイ 卜との複相組織またはマル ト単相組織からミクロ組織とする。 調質圧延の圧下率は好ましくは 35〜 60%であり、 この調質圧延により面積率 50%以上のマルテンサイ ト相を生成させ ることが好ましい。
クロム窒化物の析出は、 オーステナイ ト母相に比べて N固溶限の低いマルテン サイ ト相において起こる。 調質圧延により面積率 40%以上の多量のマルテンサイ トを生成させておけば、 その後の時効処理によって、 時効処理温度が 200〜350 °Cの範囲と低温であつても、 Hvが 50以上増加するという効果的な時効硬化が可能 となり、 時効処理後に Hv 500以上の硬度を得ることができる。
こう して製造されたステンレス鋼は、 加工性が良好で、 エンジンの小型化に対 応ずるため小型化したガスケッ 卜の製造に必要となる、 より複雑または過酷なビ —ド成形にも耐えることができる。 この成形加工後に時効処理を行うと、 マルテ ンサイ ト相におけるクロム窒化物の析出による時効硬化によって Hvが 50以上増大 し、 Hv 500以上に高強度化され、 疲労特性も改善される。 この時効硬化は、 300 °C前後、 より一般的には 200〜500 での範囲の比較的低温での時効処理によって 達成することができる。
図 1に、 本発明に係る方法に従って冷間圧延後に最終焼鈍と調質圧延を行って 製造されたステンレス鋼板に異なる温度で時効処理 （加熱時間は 10秒、 60秒また は 600 秒） を施した後の、 マイクロビッカース硬度計を用いて測定した硬度 (Hv) を示す。
図 1からわかるように、 このステンレス鋼は、 熱処理温度 100 °Cで既に硬化を 開始し、 200 °C以上で硬化が著しくなつて、 Hv 530を越える高硬度を示すように なる。 しかし、 加熱温度が 500 °Cを超えると、 硬度が低下し始めるの,で、 時効処 理の好ましい温度は 200〜500 °Cの範囲である。
図 2 (a) に、 300 °C X 600 秒 （10分） での時効処理材中に上記ステンレス鋼板 素材において析出したクロム窒化物を示す。 析出物は、 透過型電子顕微鏡 （T E M) を用いて、 レプリカ法により観察した。 図中、 白抜きの領域は未析出部に相 当し、 析出部の黒い点は、 析出したクロム窒化物である。 図 2 (b) は、 図 2 (a) の析出部の拡大図である。
図 2 (a) 、 (b) に示すように、 時効処理後のステンレス鋼には微細なクロム窒 化物の析出が確認される。 また、 析出物の分布には濃淡が見られ、 最終焼鈍後の 再結晶粒の平均粒径 （約 1 m) にほぼ対応する大きさの低密度の未析出部が確 認される。 この未析出部は、 マルテンサイ トに比べて N固溶限が高く、 クロム窒 化物が析出しにくいオーステナイ ト相に対応する領域であると考えられる。
本発明に係る方法により製造されたステンレス鋼 (板) から、 常法に従って金 属ガスケッ トを製造することができる。 金属ガスケッ 卜の製造は、 典型的には、 ビード形成を含む成形加工と、 その後のゴムコーティングにより行われる。
成形加工は任意の適当な方法により実施することができるが、 典型的には、 打 抜きと、 その後のビード成形により行われ、 所定のガスケッ 卜の形状にする。'そ の後、 200〜500 °C、 好ましくは 350 °Cまでの温度で時効処理を行って、 Hv 500 以上の硬度を確保する。
この時効処理中に、 調質圧延で誘起させた面積率 40%以上のマルテンサイ ト相 においてクロム窒化物が析出する。 時効処理温度が 500 °Cまでであれば、 時効処 理の前後でマルテンサイ ト相の面積率は実質的に変化しないので、 時効処理後の ステンレス鋼のミクロ組織は、 クロム窒化物が析出した面積率 40%以上のマルテ ンサイ トと残部オーステナイ卜との複相組織であるか、 またはクロム窒化物が析 出したマルテンサイ ト単相組織となる。
ゴムコーティングは、 ゴムを含有する塗布液をガスケットのビ一ド部以外の全 面に薄く （例、 乾燥膜厚で 10〜30 m) 塗布した後、 熱処理してゴムを架橋させ ることにより行われる。 熱処理は通常は 350 °Cまでの温度で行われる。 上述した ように、 本発明においては、 このような温度での熱処理中にステンレス鋼の時効 硬化による高強度化が起こる。
従って、 ガスケッ 卜の製造工程において、 成形加工後に時効処理として別に熱 処理を行う必要はなく、 ゴムコーティング時の 200〜350 °Cでの熱処理によって 、 時効硬化も同時に達成することができる。 この場合、 析出強化による材料の高 強度化を利用するにもかかわらず、 従来の析出強化を利用した金属ガスケッ 卜の 製造とは異なり、 析出強化のための特別の熱処理工程 （普通は 400〜600 °Cの温 度で行われ、 エネルギーコストが高い） が不要となるので、 経済的に非常に有利 である。 もちろん、 ゴムコーティングにおける熱処理とは別に、 その前に時効処 理のための熱処理を 200〜500 °Cで実施してもよい。
本発明に係る方法で製造されたステンレス鋼は、 加工性が良好であり、 加工後 に 200〜500 °Cの温度で時効処理を施すと高強度化するので、 金属ガスケッ 卜の 製造に特に適しているが、 ガスケッ ト以外の成形加工用にも利用できる。
以下の実施例により本発明をさらに詳しく説明する。 実施例は例示を目的とし 、 本発明を制限するも'のではない。 実施例
表 1に示す組成を有するステンレス鋼を、 真空溶解炉にて溶製し、 熱間圧延後 、 焼鈍と冷間圧延を繰り返した。 得られた冷間圧延鋼板に、 700〜1100°Cの温度 および 1〜600 秒の加熱時間から選んだ条件で最終焼鈍を施した後、 調質圧延し た。 調質圧延後の板厚（t) は 0. 2 に統一した。 調質圧延した鋼板を 170 X 170 Himに切断して得た試験片を所定の金型によりプレス成形して、 図 3 (a) および 3 (b) にそれぞれ平面図および斜視図で示す断面形状のビードを直径約 60 mm の円 環状に形成し、 最後に 300 °C X 1分の時効処理を施した。
別に、 最終焼鈍後、 調質圧延後、 および時効処理後の各段階においてステンレ ス鋼板の試験片を採取し、 下記調査に供した。
ミクロ組織に関して、 最終焼鈍後の再結晶粒の平均粒径と再結晶粒の面積率は 、 光学顕微鏡、 走査型電子顕微鏡 （S E M) および透過型電子顕微鏡 （T E M) を用いた試験片の断面観察結果から求めた。 この平均粒径および面積率は、 無作 為に選んだ 4視野での平均値である。 組織に展伸粒が認められた場合には、 再結 晶粒と残部が未結晶部からなる組織ではないため、 再結晶粒の平均粒径や面積率 は算出しなかった。
時効処理後のクロム窒化物 （析出物） の有無は、 図 2 (a) 、 2 (b) に関して前 述した通り、 T E Mを用いたレブリ力法による観察で確認した結果である。
調質圧延後のマルテンサイ ト （ひ'）の量は、 X線回折図から、 マルテンサイ ト 相ピークの積分強度比より算出した。 なお、 時効処理後の の値は調質圧延後 と実質的に同じである。
硬度は、 最終焼鈍後、 調質圧延後、 および時効処理後の各段階においてマイク ロビッカース硬度計を用いて測定した。 時効硬化を評価するため、 調質圧延後と 時効硬化後の硬度の差 （強化度） を Δ Ηνとして算出した。
加工性、 へタリ性および疲労特性は、 ビ一ド加工した試験片を用いて次のよう に調査した。
加工性は、 ビード加工後の試験片 （時効処理前） を用いて、 ビード外周部およ び内周部の表面におけるき裂の有無より、 〇 （き裂なし） 、 X (き裂あり） で評 価した。
へタリ性は、 ビード加工後の試験片と、 さらに時効処理した試験片の両方につ いて、 圧縮試験機を用いてビードを完全に潰し、 その前後にビ一ド高さを測定し て、 圧縮前に対する圧縮後のビ一ド高さの割合として評価した。
疲労特性は、 時効処理後の試験片に対して、 繰返し圧縮試験機を用いて、 一定 振幅で 107 回の繰返し圧縮を与えた後、 貫通する割れの有無により、 〇 （貫通割 れなし） 、 X (貫通割れあり） で評価した。
以上の調査結果を処理条件とともに表 2にまとめて示す。 表 1
Figure imgf000014_0001
(注) 記号 A〜Cの鋼は SUS301L に相当、
記号 Dの鋼は SUS301に相当、
記号 Eの鋼は SUS304に相当、
記号 Fの鋼は SUS304L に相当、 表 2
Figure imgf000015_0001
(注） *1: 焼鈍後に展伸粒残留 +炭化物有り、 *2: 焼鈍後に炭化物有り、 *3: 焼鈍後に展伸粒残留
本発明に従って、 最終焼鈍後の再結晶組織の再結晶粒の平均粒径が 5 m以下 で、 その面積率が 50%以上であり、 かつその後の調質圧延を 30%以上の圧下率で 行うことにより製造された SUS301L に相当するステンレス鋼板は、 面積率で 40% 以上の加工誘起マルテンサイ トを含む組織を有する。 このステンレス鋼板は、 加 ェ性が良好で、 き裂を発生させずにビード加工することができる。
このステンレス鋼板を、 比較的低温の 300 °Cで時効処理すると、 Hvで 50以上の 硬化を示し、 Hv 500を越える高強度と 60%を越えるへタリ性を示すようになり、 疲労特性も良好である。 時効処理後のミクロ組織観察では、 析出したクロム窒化 物が観察された。 このクロム窒化物は、 オーステナイ 卜より N固溶限が小さいマ ルテンサイ ト相において析出したものである。
従って、 このステンレス鋼板は金属ガスケッ 卜の製造に適しており、 最近の高 性能エンジン用のガスケッ 卜の製造も可能な優れた加工性を示す。 'また、 ビ一ド 加工後に行われるゴムコ一ティング中での 350 °C以下の温度での熱処理によって 時効硬化して著しく高強度化するため、 時効処理として特別の熱処理を行わずに 、 析出強化により高強度化した高性能の金属ガスケッ トを低コストで製造するこ とができる。
比較例では、 調質圧延後の加工性と時効処理後の性能が両立するものがなかつ た。 全ての比較例において、 300 °Cでの時効処理による強化 （ΔΗν) が 50を下回 り、 多くは ΔΗνが 25以下であった。 また、 時効処理後の性能だけを見ても、 硬度 (Hv 500以上） 、 へタリ性 （60%以上） および疲労特性 （〇） の全てを満たすも のがなかった。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 質量％で、
C ： 0. 03%以下、 Si： 1. 0 %以下、
Mn： 2. 0 %以下、 Cr： 16. 0%以上、 18. 0%以下、
Ni： 6. 0 %以上、 8. 0 %以下、 N： 0. 25%以下、
Nb： 0〜0. 30%、 残部 Feおよび不可避不純物、
から本質的に成る化学組成を有し、 かつ面積率 40%以上のマルテンサイ 卜と残部 ォ一ステナイ 卜との複相組織またはマルテンサイ ト単相組織からなり、 成形加工 後の時効処理によって前記マルテンサイ ト相にクロム窒化物が析出した Hv 500以 上の金属ガスケッ トを製造することができる、 金属ガスケッ ト用ステンレス鋼。
2 . 前記化学組成が 0. 1%以上、 0. 30%以下の Nbを含有する、 請求項 1に記載 の金属ガスケッ 卜用ステンレス鋼。
3 . 請求項 1または 2に記載の化学組成を有する冷間圧延材に最終焼鈍を行つ て、 面積率で平均粒径 5 m以下の再結晶粒 50〜100 %と未結晶部 0〜50%とか らなる再結晶組織とする工程と、 その後に圧下率 30%以上で調質圧延を施す工程 とを含むことを特徴とする、 金属ガスケッ ト用ステンレス鋼の製造方法。
4 . 請求項 1または 2に記載の化学組成を有し、 かつクロム窒化物が析出した 面積率 40%以上のマルテンサイトと残部ォ一ステナイ 卜との複相組織またはクロ ム窒化物が析出したマルテンサイ ト単相組織からなる、 Hv 500以上のステンレス 鋼から構成されることを特徴とする、 金属ガスケッ ト。
5 . ゴムコーティングが施されている、 請求項 4に記載の金属ガスケッ ト。
6 . ガスケッ トがエンジン用である、 請求項 5に記載の金属ガスケッ ト。
7 . 請求項 1または 2に記載のステンレス鋼、 或いは請求項 3に記載の方法に より製造されたステンレス鋼を成形加工し、 成形品に 200〜500 °Cでの時効処理 およびゴムコーティングを施すことからなる、 金属ガスケッ 卜の製造方法。
8 . 時効処理がゴムコーティング時の 350 °C以下の温度での熱処理により達成 される、 請求項 7記載の方法。
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