JP6077693B1

JP6077693B1 - メタルガスケット用ステンレス鋼

Info

Publication number: JP6077693B1
Application number: JP2016046305A
Authority: JP
Inventors: 汐月　勝幸; 勝幸汐月; 弘泰松林; 太一朗溝口
Original assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2016-03-09
Filing date: 2016-03-09
Publication date: 2017-02-08
Anticipated expiration: 2036-03-09
Also published as: JP2017160492A

Abstract

【課題】効率的に製造でき、強度および耐リーク性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼を提供する。【解決手段】０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＣ、１．５０質量％以下のＳｉ、２．５質量％以上７．０質量％以下のＭｎ、０．０６質量％以下のＰ、０．００５質量％以下のＳ、１．０質量％以上５．０質量％未満のＮｉ、１５．０質量％以上１９．０質量％以下のＣｒ、２．０質量％以下のＭｏ、１．０質量％以上３．５質量％以下のＣｕおよび０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＮを含有し、Ｃ＋Ｎ≧０．２０質量％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。また、Ｍｄ３０の値が１０以上３０以下で、ＳＦＥの値が１５以上３５未満で、δｃａｌの値が２．０以下で、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有し、鋼の表面硬度が４５０ＨＶ以上である。【選択図】なし

Description

本発明は、メタルガスケット用ステンレス鋼に関する。

図１に示すように、車両用エンジンに使用されるシリンダーヘッドガスケットやエキゾーストマニホールドガスケット等のメタルガスケット１は、接合面の気密性を維持するのに必要な諸特性を備えている必要があるとともに、燃焼ガス雰囲気下で繰り返し加えられるエンジン特有の振動応力に耐える性能を備えている必要がある。

また、メタルガスケット１には、図２に示すように、開口部２の周囲に十分な気密性を維持するための一定高さのビード（突起）３が形成されているため、その材料には、高強度および良好な加工性が要求される。なお、メタルガスケット１は、少なくとも１層にビード３が形成され、数枚が積層された構成で使用される。

そして、エンジンのシリンダーヘッドガスケットの場合、燃焼室の周囲および水孔や油孔の周囲に沿うようにビード３が形成されたメタルガスケット１に成形し、このビード３を締め付けたときに発生する高面圧によって、ガス、水および油をシールするのが一般的である。

この種のメタルガスケット用の材料としては、冷間加工により高強度を得られるＳＵＳ３０１に代表される加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼が多用されている。

また、メタルガスケット用の材料としては、例えば特許文献１ないし３に記載されているような準安定オーステナイト系ステンレス鋼において、加工誘起マルテンサイトを生成させた加工硬化型オースナイト系ステンレス鋼や、特許文献４に記載されているようなフェライトおよびマルテンサイトの複相組織を有するステンレス鋼や、特許文献５に記載されているようなＭｎを１０質量％以上含有させてオーステナイト組織を安定化させたステンレス鋼が知られている。

特許第３３４７５８２号公報特許第４０１９６３０号公報特許第４７８５３０２号公報特開２０００−２５６８０２号公報特許第４１１６１３４号公報

例えばシリンダーヘッドに使用されるメタルガスケットでは、圧縮時に高圧がかかるためガスシール性を確保するには、接触相手との高面圧（接触圧力）を必要とする。このため、メタルガスケットでは、ビード成形高さを高くするとともに、材料強度を向上させる必要がある。

そして、ＳＵＳ３０１系では、高強度を得るためには高い冷間加工を施す必要があるため、延性および加工性の低下によるビード生成加工時のビード肩Ｒ部に肌荒れやミクロクラックが発生して、耐リーク性が低下するという問題がある。

特許文献１のステンレス鋼は、高温特性に有効なＮの含有量を増加させ、Ｎ添加の弊害となるＡｌの含有量を規定することで、高温強度および高温酸化性を向上させている。しかしながら、この特許文献１では、Ｎｉを７〜１５質量％添加するため、原料コストが上昇してしまい、効率的に製造できないという問題がある。

特許文献２のステンレス鋼は、エンジンガスケットに関するもので、調質圧延材の金属組織を規定することで、疲労強度および耐へたり性を向上させている。しがしながら、Ｎｉを６〜８質量％添加するため、原料コストが上昇してしまい、効率的に製造できないという問題がある。

特許文献３のステンレス鋼は、耐へたり性に優れた高温用メタルガスケットに関するものであるが、Ｎｉを７〜１５質量％添加するため、原料コストが上昇してしまい、効率的に製造できないという問題がある。

特許文献４は、複相化熱処理により、フェライトおよびマルテンサイトの複相組織を有することから、硬度が４００ＨＶ以下と低いため、強度の観点から耐リーク性が不足するという問題がある。

特許文献５のステンレス鋼は、オーステナイト組織を安定化するためにＭｎを１０〜２５質量％含有する。このような高Ｍｎ鋼は、製鋼や精錬の際に有害なＭｎ酸化物の微細粒子が生成される。また、鋼中のＭｎ含有量が高いことに起因して鋼板の表面品質が低下しやすく、焼鈍酸洗や光輝焼鈍等の製造工程において生産性が低下してしまい、効率的に製造できないという問題がある。

そこで、メタルガスケット用ステンレス鋼として、原料コストの観点からも生産性の観点からも効率的に製造でき、強度および耐リーク性に優れた材料が求められていた。

本発明はこのような点に鑑みなされたもので、効率的に製造でき、強度および耐リーク性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼を提供することを目的とする。

請求項１に記載されたメタルガスケット用ステンレス鋼は、Ｃ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、Ｓｉ：１．５０質量％以下、Ｍｎ：２．５質量％以上７．０質量％以下、Ｐ：０．０６質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以上５．０質量％未満、Ｃｒ：１５．０質量％以上１９．０質量％以下、Ｍｏ：２．０質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以上３．５質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、Ｖ：０．０２質量％以上０．２０質量％以下およびＣｏ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下を含有し、Ｃ＋Ｎが０．２０質量％以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏで示すオーステナイト安定指標であるＭｄ_３０の値が１０以上３０以下で、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２で示す積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値が１５以上３５未満で、δｃａｌ＝−１５−４４．９１Ｃ−０．８８Ｍｎ−２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ−１．０８Ｃｕ−２８．８Ｎで示す１２３０℃で２時間加熱した後のδフェライト生成指標であるδｃａｌの値が２．０以下で、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有し、表面硬度が４５０ＨＶ以上であるものである。

本発明によれば、所定の範囲に規定された合金組成において、Ｍｄ_３０の値が１０以上３０以下で、ＳＦＥの値が１５以上３５未満で、δｃａｌの値が２．０以下となるように成分調整されているため、効率的に製造でき、強度および耐リーク性を向上できる。

シリンダーヘッドガスケットの構成を模式的に示す平面図である。メタルガスケットのビード部の断面構造を模式的に示す説明図である。（ａ）は、耐へたり性評価試験片の表面形状を示す平面図であり、（ｂ）は耐へたり性評価試験片の断面形状を示す断面図である。（ａ）疲労特性試験片のビードを形成するビード金型の構成を概略的に示す説明図であり、（ｂ）は疲労特性試験片の表面形状を示す平面図であり、（ｃ）は疲労特性試験片の圧縮前の断面形状を示す断面図であり、（ｄ）は疲労特性試験片の圧縮後の断面形状を示す断面図である。

以下、本発明の一実施の形態の構成について詳細に説明する。

メタルガスケット用ステンレス鋼は、メタルガスケットとして優れた耐久性を発現するために、耐へたり性に優れていることが前提となる。そして、耐へたり性を向上させるには、ステンレス鋼を高強度化することが有効である。

一般的に、オーステナイト系ステンレス鋼をベースにして高強度を得るために有効な手段は、冷間圧延等の加工を付与してオーステナイト相を加工硬化させること、および、オーステナイト相の一部を硬質な加工誘起マルテンサイト相へ変態させる、いわゆる加工誘起変態塑性（ＴＲＩＰ）現象を利用することである。

また、メタルガスケットへの成形工程においても、加工ひずみが付与された箇所は、ＴＲＩＰ現象により硬化する。このようなＴＲＩＰ現象の起こりやすさは、オーステナイト安定度に影響される。

しかしながら、このようなＴＲＩＰ現象による硬化は、高強度化による耐へたり性の向上には有効であるものの、メタルガスケットとしての加工性（例えば曲げ性等）が低下する要因となる。

したがって、メタルガスケット用ステンレス鋼において、メタルガスケット用材料として優れた加工性を維持しつつ、良好な耐へたり性を得るには、オーステナイト安定度および加工誘起マルテンサイト量を調整することが重要である。

また、加工性の基準の１つである曲げ性は、引張試験等で評価される伸びとある程度相関がある。この伸びには、ＴＲＩＰ現象および加工誘起マルテンサイト相の強度に影響する固溶強化元素であるＣおよびＮが深く関係している。すなわち、加工性を確保するために曲げ性を向上させるには、オーステナイト安定度とＣ量およびＮ量とを適正範囲に調整する必要がある。

そして、積層欠陥エネルギーの生成指標であるＳＦＥの値が大きいと、オーステナイト相の加工硬化を生じにくくなるため、加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相との硬度差が大きくなり、ＳＦＥの値が小さいと、オーステナイト相の加工硬化が生じやすくなるため、オーステナイト相の延性が低下する。

これら加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相との硬度差の増大、および、オーステナイト相の延性の低下のいずれも、曲げ性を低下させる要因となるため、メタルガスケット用の素材として、良好な曲げ性を確保するには、ＳＦＥの値を調整することが重要である。

本発明の一実施の形態に係るメタルガスケット用ステンレス鋼は、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＣ（炭素）、１．５０質量％以下のＳｉ（ケイ素）、２．５質量％以上７．０質量％以下のＭｎ（マンガン）、０．０６質量％以下のＰ（リン）、０．００５質量％以下のＳ（硫黄）、１．０質量％以上５．０質量％未満のＮｉ（ニッケル）、１５．０質量％以上１９．０質量％以下のＣｒ（クロム）、２．０質量％以下のＭｏ（モリブデン）、１．０質量％以上３．５質量％以下のＣｕ（銅）、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＮ（窒素）、０．０２質量％以上０．２０質量％以下のＶ（バナジウム）、および、０．０１質量％以上０．２０質量％以下のＣｏ（コバルト）を含有し、Ｃ＋Ｎ≧０．２０質量％であり、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物で構成される。

さらに、上記各元素の含有量の範囲において、Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏの（１）式で示すオーステナイト安定指標であるＭｄ_３０の値が１０以上３０以下となるように成分調整されている。

また、上記各元素の含有量の範囲において、ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２の（２）式で示す積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値が１５以上３５未満となるように成分調整されている。

さらに、上記各元素の含有量の範囲において、δｃａｌ＝−１５−４４．９１Ｃ−０．８８Ｍｎ−２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ−１．０８Ｃｕ−２８．８Ｎの（３）式で示す１２３０℃で２時間加熱した後のδフェライト生成指標であるδｃａｌの値が２．０以下となるように成分調整されている。

そして、一実施の形態に係るメタルガスケット用ステンレス鋼は、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有し、鋼の表面硬度が４５０ＨＶ以上である。鋼の表面硬度が４５０ＨＶ未満であると耐へたり性が低下するため、車両用エンジンのメタルガスケットとして使用した場合に、エンジンの振動等により、シリンダーヘッドとシリンダーブロックとの間で必要な接触圧力（シール性）が得られなくなる可能性がある。

ＣおよびＮは、オーステナイト生成元素であり、これらの元素の含有量が少なすぎるとδフェライト相の生成量が増大し、熱間加工性が低下する。また、ＣおよびＮは、加工誘起マルテンサイト相を固溶強化するために有用な元素である。そして、Ｃの含有量およびＮの含有量をいずれも、０．０５質量％以上にすることが、顕著な延性向上作用を安定して得るために重要である。一方、ＣおよびＮを、０．３０質量％を超えて過剰に含有させると、鋼が過度に硬質化し加工性を阻害する要因となる可能性がある。

また、加工誘起マルテンサイト相の生成の際、ＴＲＩＰによる十分な延性を発現させるためには、Ｃ＋Ｎ（ＣおよびＮの合計含有量）を０．２０質量％以上とする必要がある。

したがって、Ｃの含有量およびＮの含有量は、いずれも０．０５質量％以上０．３０質量％以下とし、Ｃ＋Ｎを０．２０質量％以上とする。

なお、Ｃ＋Ｎが０．４０質量％を超えると、硬質化による加工性を阻害する可能性がある。そのため、Ｃ＋Ｎを０．４０質量％以下にすることが好ましく、Ｃの含有量およびＮの含有量をいずれも０．０５質量％以上０．１５質量％以下とし、Ｃ＋Ｎを０．２０質量％以上０．３０質量％以下とするとより好ましい。

Ｓｉは、製鋼での脱酸に有用な元素であるとともに、固溶強化に寄与する元素であるが、１．５０質量％を超えて過剰に含有させると、鋼が硬質化し加工性を損なう要因となる。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、過剰添加は高温域でのδフェライト相の多量生成を招き、熱間加工性を阻害する。したがって、Ｓｉの含有量は、１．５０質量％以下とする。

Ｍｎは、Ｎｉに比べて安価で、Ｎｉの作用を代替できる有用なオーステナイト形成元素であり、その作用を活用するためには、２．５質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎを、７．０質量％を超えて過剰に含有させると、製鋼工程における環境保全の問題が生じやすくなるとともに、表面性状に起因する生産性の低下を引き起こす要因となるとともに、ＭｎＳ等の介在物生成に起因する加工性の低下や耐食性の低下を引き起こす要因となる。したがって、Ｍｎの含有量は、２．５質量％以上７．０質量％以下とする。

ＰおよびＳは、不可避的不純物として混入するが、その含有量は低いほど好ましい。そして、加工性およびその他の材料特性や、製造性への悪影響を考慮して、Ｐの含有量を０．０６質量％以下とし、Ｓの含有量を０．００５質量％以下とする。

Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼に必須の元素である。Ｃ，Ｎ，Ｍｎの上記範囲で良好な熱間加工性を得るには、例えば１２００℃の加熱温度でγ単相となるようにＮｉを含有させる必要があり、その下限は１．０質量％である。また、原料コスト低減の観点からＮｉの含有量を極力低く抑えるように成分設計を行っている。したがって、Ｎｉの含有量は、１．０質量％以上５．０質量％未満とし、好ましくは４．０質量％以下であり、より好ましくは３．０質量％以下である。

Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を担保する不動態皮膜の形成に必須の元素であり、１５．０質量％以上含有させることで、耐食性を十分に確保できる。一方、Ｃｒは、フェライト生成元素であるため、過度に含有させると熱延前加熱温度が（γ＋δ）２相域となり、加熱後もδフェライトの多量生成を招き、熱間加工性を損なう要因となる。この一実施の形態では、オーステナイト生成元素の含有量の調整により１９．０質量％まで含有させることができる。したがって、Ｃｒの含有量は、１５．０質量％以上１９．０質量％以下とする。

Ｍｏは、耐食性の向上に有用な元素であるとともに、固溶強化に寄与する元素であるが、２．０質量％を超えて過剰に含有させると、熱間加工性を損なう要因となる。したがって、Ｍｏの含有量は、２．０質量％以下とする。

Ｃｕは、オーステナイト生成元素であることから、Ｃｕの含有量の増加に応じてＮｉ含有量の設定自由度が拡大し、Ｎｉを抑制した成分設計が容易になる。また、加工誘起マルテンサイト相の生成に起因する加工硬化が抑制されるとともに、ＳＦＥの値を高める上で有効な元素でもある。これらの作用を有効に得るためには、Ｃｕを１．０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｕを、３．５質量％を超えて多量に含有させると、熱間加工性を阻害する可能性がある。したがって、Ｃｕの含有量は、１．０質量％以上３．５質量％以下とする。

Ｖは、加工硬化能を高める作用を有しており、耐へたり性を向上させる効果がある。この効果を得るためにはＶを０．０２質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｖを、０．２０質量％を超えて含有させると、熱間加工性の低下につながる可能性がある。したがって、Ｖの含有量は、０．０２質量％以上０．２０質量％以下とする。

Ｃｏは、耐食性および耐へたり性を向上させる効果があり、この効果を得るためには、０．０１質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｏを、０．２０質量％を超えて含有させると、強度の低下により耐へたり性が低下する可能性がある。したがって、Ｃｏの含有量は、０．０１質量％以上０．２０質量％以下とし、より好ましくは、０．０１質量％以上０．１０質量％以下である。

ここで、（１）式で表されるオーステナイト安定度指標であるＭｄ_３０は、その値が大きいほど、オーステナイト相から加工誘起マルテンサイト相への変態が起こりやすく、軽度の冷延ひずみの付与で高強度が得られるとともに、優れた延性を確保することができる。また、成形工程においても、曲げ部など加工ひずみが付与された部分はＴＲＩＰ現象によりさらに高強度化して、優れた耐へたり性を発現しやすい。このような効果はＭｄ_３０の値が１０以上の場合に顕著に現れる。一方、Ｍｄ_３０の値が３０を超えると、曲げ加工を施した部分における加工誘起マルテンサイト生成量が多くなり過ぎるため、割れが誘発され曲げ性が劣化する可能性がある。したがって、表面強度が４５０ＨＶ以上でかつ良好な延性を安定して確保するために、オーステナイト安定度指標であるＭｄ_３０の値は、１０以上３０以下とする。

また、（２）式で表される積層欠陥エネルギー指標であるＳＦＥは、その値が大きい場合、具体的にはＳＦＥの値が３５以上である場合に、オーステナイト相の加工硬化が小さくなり、加工時に生じた加工誘起マルテンサイト相とオーステナイト相との硬度差により、亀裂が生じやすくなる。一方、ＳＦＥの値が１５未満の場合は、オーステナイト相の加工硬化が過大となり、延性が低下してしまう可能性がある。したがって、硬度差による亀裂の発生および延性低下を防止するために、積層欠陥エネルギー指標であるＳＦＥの値は、１５以上３５未満とする。

さらに、（３）式で表されるδｃａｌは、連続鋳造後に１２３０℃で２時間の加熱処理を施した後の鋳片（特に鋳片の中央部）におけるδフェライト量を示している。Ｍｎの含有量およびＣｕの含有量をいずれも増加させると、熱間圧延前の加熱においてＣｕ−Ｍｎ相が析出し、その後の熱間圧延で割れが発生する可能性がある。Ｃｕ−Ｍｎ相はδフェライト相と相関があり、δｃａｌの値が２．０を超えて大きくなると、多量のＣｕ−Ｍｎ相の析出により熱間圧延の際に２枚割れが発生しやすくなる。またδフェライト相は、機械特性および疲労特性の低下にも影響する。したがって、メタルガスケット用の素材として良好な熱間加工性、機械特性および疲労特性を確保するために、１２３０℃で２時間加熱した後のδフェライト生成指標であるδｃａｌの値は、２．０以下とする。

上記一実施の形態に係るメタルガスケット用ステンレス鋼は、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼板の製造プロセスにより製造可能である。

具体的には、上述のように成分調整された鋼を製鋼設備により溶製し鋳片とした後、熱間圧延により熱延鋼板とする。なお、熱間圧延前の鋳片加熱温度は、１１００℃以上１３５０℃以下の範囲であればよい。

熱延鋼板には、中間焼鈍を施した後、冷間圧延により板厚を減少させ、仕上焼鈍を施す。なお、中間焼鈍および仕上焼鈍の後には、酸洗を行う。また、必要に応じて冷間圧延途中に中間焼鈍を施してもよい。

熱間圧延以降の中間焼鈍および仕上焼鈍は、９００℃以上１１００℃以下の範囲で行うことが好ましい。

また、仕上焼鈍後は目標硬さに応じた調質圧延が施され、例えば板厚０．１ｍｍ以上３．０ｍｍ以下の調質圧延鋼板とすることができる。さらに、調質圧延後には、必要に応じて、形状矯正が実施される。

上記一実施の形態によれば、Ｍｄ_３０の値が１０以上３０以下となるように成分調整することにより、オーステナイト相から加工誘起マルテンサイト相へ変態しやすくＴＲＩＰ現象を起きやすくできるため、高強度化できるとともに、曲げ性の低下を抑制して加工性の低下を防止できる。

また、ＳＦＥの値が１５以上３５未満となるように成分調整することにより、オーステナイト相の過剰な加工硬化による延性の低下を抑制できるとともに、オーステナイト相と加工誘起マルテンサイト相との硬度差による亀裂の発生を抑制でき、加工性の低下を防止できる。

δｃａｌの値が２．０以下となるように成分調整することにより、Ｃｕ−Ｍｎ層の析出を抑制して熱間圧延の際の割れの発生を抑制して熱間加工性の低下を防止できるとともに、δフェライト相による機械的特性および疲労特性の低下を防止できる。

Ｃ＋Ｎを０．２０質量％以上にすることにより、ＴＲＩＰにより延性を発現させて曲げ性を向上でき、加工性を向上できる。

したがって、上記合金組成の範囲において、Ｍｄ_３０の値が１０以上３０以下で、ＳＦＥの値が１５以上３５未満で、δｃａｌの値が２．０以下で、Ｃ＋Ｎが０．２０質量％以上となるように成分調整することにより、Ｎｉの含有量を５．０質量％未満にして原料コストの上昇を抑えることができるともに、Ｍｎの多量添加で表面品質が低下することによる生産性の低下を防止でき、効率的に製造できるとともに、メタルガスケット用材料として良好な耐久性および耐へたり性を確保できるように強度を向上でき、加工性を向上させて耐リーク性を向上できる。

そして、本発明に係るメタルガスケット用ステンレス鋼は、例えばＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４等の３００系ステンレス鋼と同等以上のばね性、耐久性および耐食性を備え、メタルガスケット用材料として、優れた耐へたり性、曲げ性、疲労特性および耐食性を備えている。

以下、本実施例および比較例について説明する。

まず、表１に示す組成のステンレス鋼を溶製した。表１において、a1〜a8が本発明で規定する化学成分を有する発明対象鋼（本実施例）で、b1〜b5が比較鋼（比較例）で、c1およびc2はそれぞれ従来鋼（比較例）のＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４である。なお、b1はＭｄ_３０の値およびＳＦＥの値が本発明で規定する範囲外であり、b2はＳＦＥの値が本発明で規定する範囲外であり、b3およびb4はＭｄ_３０が本発明で規定する範囲外であり、b5はＣ＋Ｎおよびδｃａｌの値が本発明で規定する範囲外である。

各鋼いずれも１００ｋｇの鋼塊を得た後に、抽出温度１２３０℃で熱間圧延することにより板厚３ｍｍの熱延鋼帯を製造した。

この熱延鋼帯に１０８０℃で均熱１分の焼鈍を施した後、冷間圧延および焼鈍を繰り返すことにより、硬さが４５０±３ＨＶ５、板厚が０．５０±０．００３ｍｍの調質圧延鋼帯を得た。

また、調質圧延後の硬さが４５０ＨＶ５となる調質圧延率をそれぞれの鋼についてあらかじめ調べておき、その調質圧延率をもとに仕上焼鈍時の板厚を設定して、その板厚まで冷間圧延を行った後に１０８０℃で均熱１分の仕上焼鈍を実施した。

さらに、仕上焼鈍後に板厚０．２ｍｍまで調質圧延を行った。この調質圧延は、鋼板の温度が７０℃となるよう加温した上で７〜１０パス行った。

このように製造した板厚０．２ｍｍの調質圧延材を用いて、耐へたり性および疲労特性の調査を行った。

耐へたり性を評価する試験は、図３（ａ）および図３（ｂ）に示すガスケットを模擬した耐へたり性試験片11を用いて行った。なお、図３（ａ）は耐へたり性試験片11の表面形状を示し、図３（ｂ）は耐へたり性評価試験の板厚方向に平行な断面形状を片側のみ示す。

耐へたり性試験片11は、φ５０ｍｍの円形試験片の中央にφ３２ｍｍの円形の開口部12を打ち抜いて形成した後、開口部12の周囲に開口部12に沿ってビード13をプレス成型により形成した。ビード13は、幅３ｍｍ、高さ０．５ｍｍのビードをプレス成型により形成した。

耐へたり性は、耐へたり性試験片11を用いて、２５ｋＮで圧縮、口開き量１０μｍまで復元する圧縮復元動作を最大１０^５サイクルまで繰り返し、ビードの残存高さおよび割れの有無で評価した。

なお、このような試験方法によれば、実際のばね形状に成形加工し、セッチングと呼ばれる工程を経て実使用された際の耐へたり性をシミュレートすることが可能であり、試験後の平均ビード高さが高いほど耐へたり性に優れると評価される。

疲労特性を評価する試験は、図４（ｂ）に示す疲労特性試験片15を用いた。この疲労特性試験片15は、長手方向がＬ方向の短冊状試料を採取し、図４（ａ）に示すビード金型14を用いて初期ビード17をプレス成型して形成した。

なお、疲労特性試験片15は、図４（ｃ）に示すように、幅が３ｍｍで高さが０．４ｍｍである初期ビード17を形成した。この初期ビード17に、メタルガスケットの初期締め相当の圧縮を加えて、図４（ｄ）に示すように、残存ビード高さが０．１ｍｍとなるビード18とした。

このような疲労特性試験片15を用いて模擬ビード部（ビード18）に両振り応力を付与する疲労試験を行い、繰り返し数１０^６サイクルにおける疲労限界応力（疲れ限度：Ｎ／ｍｍ^２）を求めた。

そして、疲労限界応力が３００Ｎ／ｍｍ^２以上であるものは、ビードプレス成形部を有するメタルガスケットにおいて優れた疲労特性を有すると評価できる。

本実施例および比較例に関する機械的特性、耐へたり性評価試験および疲労特性評価試験の結果を表２に示す。

なお、表２における比較例c1およびc2の調質圧延率を示すＨは、ＪＩＳＧ４３１３「ばね用ステンレス鋼帯」で定められた調質記号である。

本実施例は、従来鋼のＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４（比較例であるc1およびc2）と同等以上の耐へたり性および疲労特性を有することが確認された。

また、本実施例はいずれも、残ビード高さが０．１１１ｍｍ以上で割れも確認されず、疲労限界応力が５００Ｎ／ｍｍ^２以上であり、優れた耐へたり性および疲労特性を有していた。

一方、各比較鋼（比較例であるb1〜b5）は、残ビード高さは０．０８１〜０．０９３ｍｍで本実施例より低く、割れの発生率は本実施例に比べて高く、疲労限界応力も４６０Ｎ／ｍｍ^２以下で本実施例より低かった。すなわち、比較例はいずれも本実施例に比べて耐へたり性および疲労特性に劣っていた。

したがって、本発明で規定した組成に調整することにより、調質圧延により高強度化した鋼において、メタルガスケット用材料として優れた耐へたり性と疲労特性とを両立できることが確認された。

Claims

Ｃ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、Ｓｉ：１．５０質量％以下、Ｍｎ：２．５質量％以上７．０質量％以下、Ｐ：０．０６質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以上５．０質量％未満、Ｃｒ：１５．０質量％以上１９．０質量％以下、Ｍｏ：２．０質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以上３．５質量％以下、Ｎ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、Ｖ：０．０２質量％以上０．２０質量％以下およびＣｏ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下を含有し、Ｃ＋Ｎが０．２０質量％以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｍｄ_３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏで示すオーステナイト安定指標であるＭｄ_３０の値が１０以上３０以下で、
ＳＦＥ＝２．２Ｎｉ＋６Ｃｕ−１．１Ｃｒ−１３Ｓｉ−１．２Ｍｎ＋３２で示す積層欠陥エネルギー生成指標であるＳＦＥの値が１５以上３５未満で、
δｃａｌ＝−１５−４４．９１Ｃ−０．８８Ｍｎ−２．３１Ｎｉ＋２．２０Ｃｒ−１．０８Ｃｕ−２８．８Ｎで示す１２３０℃で２時間加熱した後のδフェライト生成指標であるδｃａｌの値が２．０以下で、
オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の複相組織を有し、
表面硬度が４５０ＨＶ以上である
ことを特徴とするメタルガスケット用ステンレス鋼。