JP6095619B2 - オーステナイト系ステンレス鋼板およびメタルガスケット - Google Patents

Description

本発明は、強度、疲労特性および耐高温軟化特性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼板およびそれを用いたメタルガスケットに関する。

自動車、オートバイ等におけるエンジンのシリンダ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は、エンジン特有の高温、高圧、高振動下での繰り返しの圧力変動に曝される。なかでも自動車エンジンのシリンダガスケットでは圧縮時に高圧が加わるので、シール性を維持するためには双方の接触相手材と高い接触圧力（面圧）で接している必要がある。エンジンや排ガス経路に使用されるメタルガスケットには、十分な接触圧力を確保するために、プレスによるビード成形によって一定高さのビード（連続する隆起部）が形成されるのが一般的である。このタイプのメタルガスケットはビード凸部の頂上部（以下「ビード頭頂部」という）を接触相手材に押し当てて使用することにより高いシール性を確保するものであるから、使用時において高強度および高疲労特性を備えている必要がある。

従来、自動車エンジンやその排ガス経路に適用するガスケットには加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０１系など）が多用されている。この種の鋼は冷間圧延で加工誘起マルテンサイトを生成させることによって高強度化を図るものである。ただし、強度レベルを引き上げるためには冷間圧延率を高める必要がある。冷間圧延率の増大は、靭性、耐疲労特性および加工性を低下させる要因となる。特許文献１、２には、これらの特性を改善した準安定オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。一方、冷間圧延率の増大に頼らずに高強度化を図る素材としてマルテンサイト系ステンレス鋼がある。特許文献３には、マルテンサイト系鋼種をガスケットに適用することが記載されている。

特開２００３−８２４４１号公報 特開２０１１−２５２２０８号公報 特開２０００−１０９９５７号公報

準安定オーステナイト系ステンレス鋼は上述のように冷間圧延によって高強度化を図るものである。強度レベルを高めるために冷間圧延率を増大すると、板材の圧延平行方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）において、曲げ加工性や疲労特性に異方性を生じるようになる。このような異方性は、メタルガスケットとして使用される際、ビード頭頂部と接触相手材の接触面圧を均一に維持するための阻害要因となり、メタルガスケットの性能低下の一因となる。一方、マルテンサイト系ステンレス鋼の場合は高い冷間圧延率を付与して加工硬化させる必要もないので、加工硬化に伴う異方性の問題は本質的に生じにくい。

しかしながら発明者らの調査によれば、過度な冷間圧延を避けて製造されたオーステナイト系ステンレス鋼板や、マルテンサイト系ステンレス鋼板を用いてビード成形を行ったメタルガスケットにおいても、厳しい試験条件で性能を評価すると、材料の異方性に起因すると考えられる性能低下が問題となり得ることがわかった。その主たる要因として、材料（鋼板）中に圧延方向に連なって存在する粗大な酸化物系介在物によって特定方向の加工性や耐疲労特性が低下することが考えられた。

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板において酸化物系介在物に起因する加工性や耐疲労特性の「異方性」を低減する技術を開示するものである。また同時に、高温で使用されるメタルガスケットの用途において高い耐久性を維持しうる「耐高温軟化特性」を付与し、かつ熱間圧延での「熱延割れ」を防止する手法を開示する。

上記の「異方性」の低減は、鋼板中に存在する酸化物系介在物を軟質化することによって解決できることがわかった。また、加工誘起マルテンサイト相が過度に生成されにくい化学組成とすることも異方性の低減や加工性の維持に有効である。「耐高温軟化特性」の向上には、ひずみ時効を担っている侵入型固溶元素（Ｃ、Ｎ）の転位固着作用が開放されにくい組成とすることが重要であり、そのためにはＭｎ含有量を増量したうえでＮ含有量を十分に確保する手法が有効であることがわかった。さらに、「熱延割れ」の防止にはδフェライト相の生成量を適正化することが有効である。

すなわち本発明では、質量％で、Ｃ：０.０３０〜０.３００％、Ｓｉ：０.３０〜３.２０％、Ｍｎ：０.９０〜１７.００％、Ｎｉ：１.００〜８.００％、Ｃｒ：１４.００〜１９.００％、Ｃｕ：０.５０〜３.５０％、Ｎ：０.０４５〜０.２５０％、Ａｌ：０.０００１〜０.０３００％、Ｖ：０〜０.５０％、Ｎｂ：０〜０.５０％、Ｔｉ：０〜０.３０％、Ｂ：０〜０.０１０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式により定まるＭｄ₃₀値が５０.０以下、下記（２）式により定まるδ₁₂₃₀値が８.０以下である鋼組成を有し、金属組織中に観察される酸化物系介在物の平均組成がＡｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂およびＭｎＯの質量割合換算でＡｌ₂Ｏ₃：３０質量％以下、ＳｉＯ₂：６０質量％以下、ＭｎＯ：１５質量％以上、かつ下記（３）式を満たすオーステナイト系ステンレス鋼熱延鋼板が提供される。
Ｍｄ₃₀＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９.２Ｓｉ−８.１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３.７Ｃｒ …（１）
δ₁₂₃₀＝−１０１.５−７８.６Ｃ＋３.１Ｓｉ＋０.４Ｍｎ−２.４Ｎｉ＋７.７Ｃｒ−１.５Ｃｕ−５１.４Ｎ …（２）
ＭｎＯ≧−３ＳｉＯ₂＋１１０ …（３）
ここで、（１）式および（２）式の元素記号の箇所には鋼組成における当該元素の質量％値が代入され、（３）式のＭｎＯおよびＳｉＯ₂の箇所にはそれぞれ前記酸化物系介在物の平均組成におけるＭｎＯおよびＳｉＯ₂の換算質量％値が代入される。

上記鋼成分元素のうちＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂは任意添加元素である。鋼成分元素のＡｌの含有量はトータルＡｌ含有量である。「Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂およびＭｎＯの質量割合換算」とは、酸化物系介在物のＡｌ、ＳｉおよびＭｎの含有率をそれぞれＡｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂およびＭｎＯの単独酸化物の質量割合に換算することを意味する。

メタルガスケットへの加工素材に適した鋼板として、上記の熱延鋼板に由来するオーステナイト系ステンレス鋼冷延鋼板であって、当該冷延鋼板の板面（圧延面）のビッカース硬さをＨ ₀ （ＨＶ）とするとき、１２０ｈの加熱処理に供した後の板面の硬さが２／３Ｈ ₀ （ＨＶ）まで低下する加熱温度が８００℃以上である、メタルガスケット用オーステナイト系ステンレス鋼冷延鋼板が提供される。そのオーステナイト系ステンレス鋼冷延鋼板は、板面（圧延面）のビッカース硬さが例えば４００〜５００ＨＶに調整されている。その板厚は例えば０.０５〜０.５ｍｍとすることができ、０.１〜０.３ｍｍに管理してもよい。

また、本発明では、上記の冷延鋼板を成形したメタルガスケットであって、プレス成形によるビードを有し、ビード頭頂部を接触相手材に押し当てて使用するメタルガスケットが提供される。ビード成形後には必要に応じて例えば１００〜５００℃で時効処理が施される。「ビード頭頂部」は接触相手材と接触するビード凸部の頂上部を意味する。

本発明によれば、材料中に存在する酸化物系介在物が低融点化・軟質化されているので、熱間圧延時およびその後の冷間圧延時に酸化物系介在物は鋼素地（マトリックス）の変形に追随して圧延方向に展伸され、薄肉化した冷延鋼板中に粗大粒子のまま残留することが回避される。そのため酸化物系介在物を起点とする加工性や耐疲労特性の低下が顕著に改善される。従来、酸化物系介在物は、熱間圧延によってある程度分断された粗大な粒子が圧延方向に近接して分布するため、曲げ稜線が圧延方向となるような曲げ加工性や耐疲労特性を悪化させ、これが加工性や耐疲労特性に異方性を生じさせる要因となっていた。本発明に従う冷延鋼板ではこのような異方性が軽減され、ビード成形を施した後に寸法精度の高いガスケットが得られる。また、ガスケット使用時においても耐疲労特性の異方性が少ないのでビード頭頂部にかかる接触面圧も均等に維持される。その結果、耐リーク性に優れたメタルガスケットが実現される。さらに、本発明の冷延鋼板は耐高温軟化特性に優れるので、高温で使用されるメタルガスケットの用途に極めて有用である。

Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂、ＭｎＯ三元系酸化物組成と、酸化物系介在物の展伸性の関係を示す図。 Ｌ断面に観察される酸化物系介在物の光学顕微鏡写真。 疲労試験片のビード部付近の形状を模式的に示す図。 調質圧延材後に１２０ｈの加熱試験を施した材料について、加熱温度と硬さの関係を例示したグラフ。

〔酸化物系介在物〕
鋼中に存在する介在物は、高延伸性タイプと難変形性タイプに大別される。前者は主として硫化物系、後者は主として酸化物系である。このうち、難変形性タイプの酸化物系介在物は、冷間圧延時にも展伸されにくく、粗大な粒子として鋼板中に残存する。粗大な酸化物系介在物粒子は加工性や耐疲労特性を劣化させる要因となる。通常、製鋼段階では介在物量の低減（高清浄度化）や小径化を意図した精錬や鋳造が行われる。しかし、過度な高清浄度化は製鋼工程の負荷を増大させ製品コストの増大を招く。そこで本発明では、一般的な清浄度レベルのオーステナイト系ステンレス鋼の溶製において実現可能な技術として、酸化物系介在物をできるだけ低融点化・軟質化させる手法を採用する。

酸化物系介在物は実際にはＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎを主成分とする複合酸化物であると考えられる。発明者らの詳細な検討によれば、酸化物系介在物のＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量をＡｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂、ＭｎＯの単独酸化物に換算した組成で表したとき、酸化物系介在物に展伸性を付与するために有効な介在物組成範囲を特定することが可能となることがわかった。その組成範囲は、Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂、ＭｎＯ三元系酸化物平衡状態図において比較的低融点の組成となる範囲と概ね一致していた。

図１に、Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂、ＭｎＯ三元系酸化物組成と、酸化物系介在物の展伸性の関係を示す。図中のプロットは、数多くのステンレス鋼について、冷間鋼板の圧延方向と板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）における当該酸化物系介在物の展伸状態を一定の基準で評価した結果を表示したものである。具体的には、冷間圧延によって個々の酸化物系介在物粒子が潰されて明らかに圧延方向に引き伸ばされている場合を●印（展伸性；あり）で示した。各プロットの座標は、酸化物系介在物のＡｌ、ＳｉおよびＭｎの含有率をそれぞれＡｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂およびＭｎＯの質量割合に換算したときの「酸化物系介在物の平均組成」を表す。この換算平均組成がＡｌ₂Ｏ₃：３０質量％以下、ＳｉＯ₂：６０質量％以下、ＭｎＯ：１５質量％以上、かつ下記（３）式を満たす領域（図１中に太枠で表示）において酸化物系介在物は展伸性を有する。
ＭｎＯ≧−３ＳｉＯ₂＋１１０ …（３）
後述実施例に示すように、酸化物系介在物の組成がこの領域にあるとき、曲げ加工性や耐疲労特性の異方性が顕著に改善され、特に高性能が要求されるメタルガスケットに適した素材鋼板が得られる。

酸化物系介在物の組成は、主として鋼組成と製鋼条件によってコントロールできる。特に、鋼組成においてＭｎ含有量を十分に確保すること、Ａｌ含有量を制限することなどが有効である。そのうえで、製鋼での脱酸をＡｌ脱酸ではなくＳｉ脱酸とすることが極めて効果的である。

図２に、熱延焼鈍鋼板に圧延率４０％で冷間圧延を施し、板厚０.８ｍｍとした段階のＬ断面に観察される酸化物系介在物の光学顕微鏡写真を例示する。図２（ａ）は後述比較例Ｎｏ.２２、（ｂ）は後述発明例Ｎｏ.１の例である。通常、オーステナイト系ステンレス鋼板に見られる酸化物系介在物は硬質であり、（ａ）のように冷間圧延によってもあまり潰されずに鋼板中に存在する。板厚が薄くなるほど、板厚に占める介在物粒子の径の割合が増し、加工性や耐疲労特性を阻害する要因となりやすい。一方、本発明に従うオーステナイト系ステンレス鋼板は酸化物系介在物の組成が軟質な範囲に調整されており、（ｂ）のように圧延によって潰され、鋼素地のメタルフローに追随して圧延方向に展伸する。板厚の減少に伴って酸化物系介在物の展伸度も増大し、曲げ加工性や耐疲労特性に対する悪影響は非常に小さくなる。ビードプレス成形を施すメタルガスケット用途では、成形に供する鋼板のＬ断面の観察において酸化物系介在物の板厚方向最大径が５.０μｍ以下であることが望ましく、３.０μｍ以下であることがより好ましい。また、その板厚方向最大径は板厚の１.０％以下にまで展伸されていることがより効果的である。

〔鋼組成〕
本発明の対象となる鋼板の化学組成（鋼組成）について説明する。以下、鋼組成における「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の強化に有効な元素である。Ｃ含有量が少なすぎると上記の強化作用が十分に発揮されない。種々検討の結果、Ｃ含有量は０.０３０％以上とする必要があり、０.０６０％以上とすることがより好ましい。０.１００％を超えるＣ含有量に管理してもよい。ただし、過剰のＣ含有は冷却過程でＣｒ系炭化物の粒界析出を招きやすく、耐食性低下の要因となる。Ｃ含有量は０.３００％以下の範囲で調整する。

Ｓｉは、製鋼時に脱酸剤として添加される。発明者らの検討によると、酸化物系介在物の組成を軟質な領域にコントロールするうえで、Ｓｉによる脱酸が極めて効果的である。Ｓｉ含有量が０.３０％以上となるようにＳｉを添加する必要がある。また、Ｓｉはオーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相を硬質化する作用が大きく、この硬質化作用はガスケットの高強度化に有効である。ただし、過度の硬質化は加工性や靱性の低下要因となる。Ｓｉ含有量は３.２０％以下の範囲に制限され、３.００％以下に管理してもよい。

Ｍｎは、オーステナイト生成元素であるとともに、酸化物系介在物の軟質化を図るうえで重要な元素である。また、Ｍｎ含有量を高めた場合には、Ｎ含有量を十分に確保することによる耐高温軟化特性の向上効果が享受できるようになることがわかった。これは、Ｍｎ含有量が高い場合に、冷間加工後の加熱によって刃状転位の端部（刃の部分）に集積したＣ、Ｎのうち、Ｎが高温まで転位を固着する作用を持続しやすくなることに起因して生じる効果であると推察される。すなわち、ＭｎとＮの複合的な作用によって、「ひずみ時効」の組織状態が高温加熱によっても崩れにくくなるものと考えられる。このことは、例えば後述実施例における比較例Ｎｏ.２２（Ｍｎ含有量が低く、Ｎ含有量が高いもの）では耐高温軟化特性が低いが、各本発明例（Ｍｎ含有量、Ｎ含有量とも十分に高いもの）において耐高温軟化特性が改善されていることから肯定される。

発明者らの詳細な検討の結果、加工性や耐疲労特性の異方性を十分に軽減して高性能なガスケットを実現するためには、０.９０％以上のＭｎ含有量を確保することが極めて効果的である。それよりＭｎ含有量が低いと、酸化物系介在物の組成を前述の所定範囲にコントロールすることが難しくなり、異方性の小さいガスケットを安定して得ることできない。また、耐高温軟化特性を向上させるうえでも不利となる。Ｍｎ含有量は１.００％を超える範囲に管理することもできる。ただし、Ｍｎ含有量が多くなると製鋼での負担が増大し、また用途によっては耐食性不足を招く。種々検討の結果、Ｍｎ含有量は１７.００％まで許容されるが、８.００％以下とすることが好ましく、５.００％以下の範囲に管理してもよい。

Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、本発明ではＮｉ含有量を１.００％以上とする。それよりＮｉ含有量が少ないと、焼鈍後の状態でオーステナイト単相組織を得るための成分調整が難しくなる。本発明では上述のようにＭｎを含有させるため、それによりＮｉの含有量を節約することができる。Ｎｉ含有量は８.００％以下の範囲で設定すればよい。

Ｃｒは、ステンレス鋼として必要な耐食性を付与するうえで必須の元素である。メタルガスケットの用途では１４.００％以上のＣｒ含有量を確保することが望ましい。ただし、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、Ｃｒ含有が増大すると、焼鈍後にオーステナイト単相組織とするために必要なオーステナイト生成元素の量も増大し、鋼材コストの上昇を招く要因となる。種々検討の結果、Ｃｒ含有量は１９.００％以下の範囲とすることが好ましい。

Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、Ｍｎと同様に耐高温軟化特性の向上にも有効であると考えられる。本発明ではＣｕ含有量が０.５０％以上である鋼を対象とする。ただし、ＭｎとＣｕを同時に増大させると熱間圧延前の加熱においてＣｕ−Ｍｎ相が析出しやすくなり、熱間圧延での割れを招く要因となる。熱間割れを防止するためには後述のように（２）式のδ₁₂₃₀値を一定以下に制限することが有効であるが、それに加えてＣｕ含有量を３.５０％以下に制限する必要がある。

Ｎは、オーステナイト生成元素であり、Ｃと同様にオーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相の強化に有効である。また、上述のようにＭｎとの複合的な効果であると考えれる耐高温軟化特性の向上効果を十分に得るためにもＮの添加が重要である。種々検討の結果、Ｎ含有量は０.０４５％以上とする。それより少ないと特に耐高温軟化特性を安定して向上させることが難しくなる。０.０８５％以上のＮ含有量とすることがより効果的である。過剰のＮ含有は焼鈍後の冷却過程で窒化物を形成させ、耐食性や耐疲労特性の低下要因となる。Ｎ含有量は０.２５０％以下に制限される。

Ａｌは、強力な脱酸作用を有する元素である。しかし、発明者らの検討によれば、Ａｌ単独脱酸よりも、Ｓｉ脱酸をメインとし、かつ鋼中のトータルＡｌ量が０.０００１％以上となるようにＡｌを含有させる精錬を行う方が、酸化物系介在物の組成を上述の範囲にコントロールしやすいことがわかった。Ａｌ含有量が増大すると靱性に悪影響を及ぼす場合ある。鋼中のトータルＡｌ含有量は０.０３００％以下に制限される。

Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂは、製造性、強度、耐疲労特性などを改善するうえで有効な元素である。必要に応じてこれらの１種以上を添加することができる。Ｖは０.５０％以下、Ｎｂは０.５０％以下、Ｔｉは０.３０％以下、Ｂは０.０２０％以下の含有量範囲とする。より効果的な含有量範囲は、Ｖ：０.０１〜０.５０％、Ｎｂ：０.０１〜０.５０％、Ｔｉ：０.０１〜０.３０％、Ｂ：０.０００５〜０.０２０％である。

下記（１）式により定まるＭｄ₃₀値が５０.０以下となるように各元素含有量を調整する。
Ｍｄ₃₀＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９.２Ｓｉ−８.１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３.７Ｃｒ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には当該元素の質量％の値が代入される。Ｍｄ₃₀は、単相オーステナイトに対して３０％の引張り歪を与えた時に、組織の５０％がマルテンサイトに変態する温度（℃）として定義されるオーステナイト安定度の指標である。本発明ではＭｄ₃₀値が５０.０以下となるように各成分元素の含有量をバランスさせ、加工誘起マルテンサイト相を過度に誘起させないようにする。

下記（２）式により定まるδ₁₂₃₀値が８.０以下となるように各元素含有量を調整する。
δ₁₂₃₀＝−１０１.５−７８.６Ｃ＋３.１Ｓｉ＋０.４Ｍｎ−２.４Ｎｉ＋７.７Ｃｒ−１.５Ｃｕ−５１.４Ｎ …（２）
ここで、（２）式の元素記号の箇所には当該元素の質量％の値が代入される。δ₁₂₃₀は、連続鋳造によって得られた鋳片を１２３０℃×１２０ｍｉｎ加熱した後の鋳片断面中央部におけるδフェライト相の量（体積％）を表す指標である。発明者らの検討によれば、オーステナイト系ステンレス鋼においてＭｎ含有量とＣｕ含有量を同時に増大させると熱間圧延前の鋳片加熱時にＣｕ−Ｍｎ相が析出しやすくなり、熱間圧延時に割れを生じる要因となる。Ｃｕ−Ｍｎ相の熱間圧延割れに及ぼす影響はδフェライト相の存在量と相関があり、本発明対象鋼のようにＭｎとＣｕの合計含有量が１.４質量％以上となる鋼種ではδ₁₂₃₀値を８.０以下に調整することによって熱間圧延割れを顕著に防止できる。

なお、このδ₁₂₃₀は、ＭｎとＣｕの合計含有量が１.４質量％以上となるオーステナイト系鋼種について、オーステナイト系ステンレス鋼の一般的な熱間圧延条件（鋳片加熱温度：１１００〜１３５０℃）を適用したときの熱間圧延割れの安定的な防止手法を導く指標であり、熱間圧延前の鋳片加熱温度を１２３０℃とすべきことを意味するものではない。

〔製造方法〕
代表的な製造方法を以下に例示する。上述の化学組成に調整された鋼を通常のステンレス鋼の製鋼設備によって溶製し、鋳片を得る。高清浄度化のための特殊な処理は必要としない。ただし、脱酸方法はＡｌ単独脱酸よりもＳｉ脱酸とすることが望ましい。Ａｌ添加も併用することがより効果的である。鋳片に対しては通常のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造と同様に熱間圧延を行い、熱延鋼板を得る。熱間圧延前の鋳片加熱温度は１１００〜１３５０℃の範囲とすればよい。熱延鋼板中に存在する酸化物系介在物は上述の組成範囲にあり、軟質化されている。

熱延鋼板に対して焼鈍を施した後、冷間圧延を施して板厚を減じる。必要に応じて冷間圧延の途中で中間焼鈍を施す。軟質化されている酸化物系介在物は冷間圧延での圧下によって潰され、鋼素地のメタルフローに追随して圧延方向に展伸する。仕上焼鈍を施した後に調質圧延を施して、最終的な製品板厚とすればよい。その板厚は例えば０.０５〜０.５ｍｍである。このようにして上記熱延鋼板に由来する冷延鋼板が得られる。なお、上記各工程の焼鈍後には、通常、酸洗が行われれる。

得られた冷延鋼板は、粗大な酸化物系介在物が圧延方向に連なって存在することに起因していた従来材での異方性の問題が解消しており、メタルガスケットをはじめとする各種プレス加工用途に適している。メタルガスケットを製造する過程ではビードプレス成形により一定高さのビードが形成される。得られたプレス加工品に対して、必要に応じて１００〜５００℃で時効処理を施すことができる。この時効処理により前述の「ひずみ時効」の効果が得られ、材料が高強度化される。時効処理を施さない場合でも、メタルガスケットとして使用中に材料が高温に昇温されるとひずみ時効の効果が得られる。本発明に従うメタルガスケットは、上述のように耐高温軟化特性が改善されているので高温用途での強度低下が生じにくく、耐疲労特性の異方性低減効果と相まって、優れた耐久性を発揮する。

表１に示す化学組成の鋼を溶製し、鋳片を得た。脱酸は、本発明対象鋼はいずれもＳｉ脱酸とした。鋳片を１１００〜１３５０℃×１２０ｍｉｎで加熱したのち炉から抽出し、熱間圧延を施して板厚３.０ｍｍの熱延鋼板を得た。

〔酸化物系介在物の組成分析〕
各熱延鋼板から切り出した試料の圧延方向と板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）についてＳＥＭ観察を行い、Ｌ断面内に存在する酸化物系介在物の粒子から無作為に３０個の粒子を選択してＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）により組成分析を行った。個々の介在物のＡｌ、ＳｉおよびＭｎの含有率をそれぞれ単独酸化物Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂およびＭｎＯの質量割合に換算し、その質量割合の値を３０個の酸化物系介在物について平均することによって当該鋼板における酸化物系介在物の平均組成を求めた。

次いで、各熱延鋼板に１１００℃×均熱６０ｓｅｃの熱処理を施したのち、冷間圧延により板厚を減じた。冷間圧延の途中で９００〜１１００℃の範囲で均熱６０ｓｅｃの中間焼鈍を１回または複数回入れて、最終板厚０.２ｍｍにおいて板面（圧延面）の硬さが４３０〜４６０ＨＶとなるように調質圧延率を設定して調質圧延を行い、板厚０.２ｍｍの冷延鋼板を得た。このようにして得られた調質圧延仕上の冷延鋼板を供試材として以下の試験に供した。

〔硬さ〕
供試材の板面（圧延面）についてビッカース硬さを測定した。
〔曲げ加工性〕
調質圧延仕上の冷延鋼板である供試材について、ＪＩＳ Ｚ２２４８：２００６のＶブロック法にて曲げ試験を行った。試験片の長手方向が圧延平行方向となるものをＬ方向、圧延直角方向となるものをＣ方向と表示する。Ｌ方向の曲げ試験片では曲げ稜線が圧延直角方向となり、Ｃ方向の曲げ試験片では曲げ稜線が圧延平行方向となる。湾曲部の外側に裂けきずなどの欠陥が生じない最小の曲げ半径Ｒと板厚ｔの比を「曲げ限界Ｒ／ｔ」とした。試験数ｎ＝３にて曲げ試験を行い、３回のうち最も悪い結果をその試験での成績として採用した。Ｌ方向、Ｃ方向とも曲げ限界Ｒ／ｔが１.５以下であり、かつ［Ｃ方向の曲げ限界Ｒ／ｔ値］／［Ｌ方向の曲げ限界Ｒ／ｔ値］の比が１.３以下であるものは、ビードプレス成形に供するメタルガスケット用の素材鋼板として良好な曲げ加工性を有すると評価できる。

〔耐疲労特性〕
供試材から長手方向がＬ方向およびＣ方向の短冊状試料（幅８ｍｍ）をそれぞれ採取し、ビードプレス成形を行って図３（ａ）、（ｂ）に示す形状の「初期ビード」を有する試験片に加工した。初期ビードの溝幅は約３ｍｍ、初期ビード高さは約０.４ｍｍである。この初期ビード部に、メタルガスケットの初期締め相当の圧縮を加えて、図３（ｃ）に示すように残存ビード高さが約０.１ｍｍとなる模擬ビードを有する疲労試験片を作製した。なお、図３（ｂ）、（ｃ）に模式的に示す断面形状は板厚方向の寸法を誇張して描いてある。この疲労試験片を用いて模擬ビード部に両振り応力を付与する疲労試験を行い、繰返し数１０⁷回における疲労限（疲れ限度；Ｎ／ｍｍ²）を求めた。Ｌ方向、Ｃ方向とも疲労限が３００Ｎ／ｍｍ²以上であり、かつＬ方向とＣ方向の疲労限の差が３０Ｎ／ｍｍ²以下であるものは、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耐疲労特性を呈すると評価できる。

〔耐高温軟化特性〕
調質圧延ままの各供試材について、３００〜８００℃の範囲における１００℃刻みの各温度で１２０ｈ保持する加熱処理を施し、加熱処理後の板面（圧延面）の硬さを測定した。図４に、一部の供試材についての測定結果を例示する。図４（ａ）は比較例Ｎｏ.２３、（ｂ）は本発明例Ｎｏ.１である（Ｎｏ.は表２に記載のもの）。加熱時間１２０ｈの条件ではいずれも３００℃、４００℃の加熱温度でひずみ時効に起因する硬さの上昇が見られる。加熱温度が高温になると材料が軟化する。６００℃以上の高温領域での軟化挙動を比べると、本発明例Ｎｏ.１では軟化が顕著に抑制されて８００℃×１２０ｈ加熱においても３５０ＨＶ程度の硬さを維持しており、耐高温軟化特性が顕著に改善されていることがわかる。この加熱試験において、調質圧延材の硬さＨ₀（ＨＶ）に対して２／３まで硬さが低下する加熱温度、すなわち２／３Ｈ₀（ＨＶ）となる加熱温度が８００℃以上であれば、ビード成形されたメタルガスケットとして優れた耐高温軟化特性を有すると判断できる。そこで、ここでは２／３Ｈ₀となる温度によって耐高温酸化特性を評価した。
これらの結果を表２に示す。なお、表２中に記載の「仕上焼鈍」は調質圧延前に行った最終焼鈍を意味する。

表２からわかるように、本発明例のものは酸化物系介在物の組成が上述の軟質な範囲となり、曲げ加工性および耐疲労特性の異方性が小さく、メタルガスケットに適した良好な特性を有する。これらの供試材（冷延焼鈍鋼板）のＬ断面を調べると、酸化物系介在物は圧延によって潰されて圧延方向に展伸しており、板厚方向の最大径は２μｍ以下であった。また、本発明例のものは耐高温軟化特性も良好であった。

これに対し、比較例Ｎｏ.２１〜２４はいずれも介在物の組成が軟質な領域を外れているため、曲げ加工性および疲労特性の異方性が大きかった。Ｎｏ.２２はＭｎ含有量が低いので、Ｎ含有量を十分に確保したにもかかわらず耐高温軟化特性が悪かった。Ｎｏ.２３はＮ含有量が低く、またＮｏ.２４はＭｎ含有量およびＮ含有量が低いので、これらの鋼板も耐高温軟化特性が悪かった。Ｎｏ.２５はＣ含有量が低いので高強度化のために必要な調質圧延率が高くなり、異方性に劣った。Ｎｏ.２６はδ₁₂₃₀値が高すぎたので熱間圧延で割れが生じた。

次に、介在物の組成に及ぼす脱酸方法の影響を調べた実験例を紹介する。上述のように、表１に示した本発明対象鋼は製鋼工程での脱酸を「Ｓｉ脱酸」としたものである。また、比較鋼である鋼Ｒも「Ｓｉ脱酸」としたものである。そこで、表１の鋼Ｄおよび鋼Ｒ（いずれもＳｉ脱酸）と同様の鋼組成となるように「Ａｌ脱酸」にてそれぞれ鋼Ｄ−１およびＲ−１を溶製し、上記と同様の手法で介在物の組成を調べた。その結果を表３に示す。

表３に例示されるように、同様の鋼組成の鋼を溶製する場合でも、脱酸方法によって介在物組成が大きく変化することがわかる。本発明で規定する軟質な組成の介在物を得るためには、Ａｌ脱酸よりもＳｉ脱酸の方が有利である。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０.０３０〜０.３００％、Ｓｉ：０.３０〜３.２０％、Ｍｎ：０.９０〜１７.００％、Ｎｉ：１.００〜８.００％、Ｃｒ：１４.００〜１９.００％、Ｃｕ：０.５０〜３.５０％、Ｎ：０.０４５〜０.２５０％、Ａｌ：０.０００１〜０.０３００％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式により定まるＭｄ₃₀値が５０.０以下、下記（２）式により定まるδ₁₂₃₀値が８.０以下である鋼組成を有し、金属組織中に観察される酸化物系介在物の平均組成がＡｌ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂およびＭｎＯの質量割合換算でＡｌ₂Ｏ₃：３０質量％以下、ＳｉＯ₂：６０質量％以下、ＭｎＯ：１５質量％以上、かつ下記（３）式を満たすオーステナイト系ステンレス鋼熱延鋼板に由来する冷延鋼板であって、当該冷延鋼板の板面（圧延面）のビッカース硬さをＨ ₀ （ＨＶ）とするとき、１２０ｈの加熱処理に供した後の板面の硬さが２／３Ｈ ₀ （ＨＶ）まで低下する加熱温度が８００℃以上である、メタルガスケット用オーステナイト系ステンレス鋼冷延鋼板。
   Ｍｄ₃₀＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９.２Ｓｉ−８.１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３.７Ｃｒ …（１）
   δ₁₂₃₀＝−１０１.５−７８.６Ｃ＋３.１Ｓｉ＋０.４Ｍｎ−２.４Ｎｉ＋７.７Ｃｒ−１.５Ｃｕ−５１.４Ｎ …（２）
   ＭｎＯ≧−３ＳｉＯ₂＋１１０ …（３）
   ここで、（１）式および（２）式の元素記号の箇所には鋼組成における当該元素の質量％値が代入され、（３）式のＭｎＯおよびＳｉＯ₂の箇所にはそれぞれ前記酸化物系介在物の平均組成におけるＭｎＯおよびＳｉＯ₂の換算質量％値が代入される。
2. さらに、Ｖ：０.５０％以下、Ｎｂ：０.５０％以下、Ｔｉ：０.３０％以下、Ｂ：０.０１０％以下の１種以上を含有する鋼組成を有する請求項１に記載のメタルガスケット用オーステナイト系ステンレス鋼冷延鋼板。
3. 板面（圧延面）のビッカース硬さＨ ₀ が４００〜４６０ＨＶである請求項１または２に記載のメタルガスケット用オーステナイト系ステンレス鋼冷延鋼板。
4. 板厚が０.０５〜０.５ｍｍである請求項１〜３のいずれか１項に記載のメタルガスケット用オーステナイト系ステンレス鋼冷延鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の冷延鋼板を成形したメタルガスケットであって、プレス成形によるビードを有し、ビード頭頂部を接触相手材に押し当てて使用するメタルガスケット。

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