JPH05117813A - 成形加工性および疲労特性に優れたメタルガスケツト用ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
成形加工性および疲労特性に優れたメタルガスケツト用ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPH05117813A JPH05117813A JP11211991A JP11211991A JPH05117813A JP H05117813 A JPH05117813 A JP H05117813A JP 11211991 A JP11211991 A JP 11211991A JP 11211991 A JP11211991 A JP 11211991A JP H05117813 A JPH05117813 A JP H05117813A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 疲労特性に優れ且つ高強度のメタルガスケッ
ト用ステンレス鋼材料を提供する。 【構成】 重量％において,Ｃ：0.03％以下, Ｓi：1.0
％を越え〜3.0％, Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0％〜10.0
％, Ｃr：13.0〜20.0％, Ｎ：0.30％以下, Ｓ：0.01％
以下, Ｏ：0.007％以下を含み, かつ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14
×Ｎi％)−(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−
(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上100以下となるように調整され
ており，残部がＦeおよび不可避的に混入してくる不純
物からなる。この鋼材料を熱間圧延工程および冷間圧延
工程を経たうえ焼鈍後に調質圧延して鋼板とするにさい
し，該焼鈍で結晶粒径が10μ以下の実質的にオーステナ
イト相からなる微細粒組織とする。
ト用ステンレス鋼材料を提供する。 【構成】 重量％において,Ｃ：0.03％以下, Ｓi：1.0
％を越え〜3.0％, Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0％〜10.0
％, Ｃr：13.0〜20.0％, Ｎ：0.30％以下, Ｓ：0.01％
以下, Ｏ：0.007％以下を含み, かつ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14
×Ｎi％)−(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−
(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上100以下となるように調整され
ており，残部がＦeおよび不可避的に混入してくる不純
物からなる。この鋼材料を熱間圧延工程および冷間圧延
工程を経たうえ焼鈍後に調質圧延して鋼板とするにさい
し，該焼鈍で結晶粒径が10μ以下の実質的にオーステナ
イト相からなる微細粒組織とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，成形加工性および疲労
特性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼およびそ
の製造方法に係り，詳しくは，高強度と成形加工性を必
要としかつ加工部での疲労特性が要求される例えば自動
車やオートバイ等のエンジンを構成するメタルガスケッ
ト，さらに従来耐熱性を必要とするためアスベストが使
用されてきた箇所でのガスケット，更にはオートフアス
ナー等の加工部に繰返し変動応力が加わるばね部品等に
好適なステンレス鋼およびその製造方法に関する。
特性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼およびそ
の製造方法に係り，詳しくは，高強度と成形加工性を必
要としかつ加工部での疲労特性が要求される例えば自動
車やオートバイ等のエンジンを構成するメタルガスケッ
ト，さらに従来耐熱性を必要とするためアスベストが使
用されてきた箇所でのガスケット，更にはオートフアス
ナー等の加工部に繰返し変動応力が加わるばね部品等に
好適なステンレス鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来，エンジンなど温度の上昇する部分
でのガスケット材としてはアスベスト等が使用されてき
たが，エンジンの高性能化やノンアスベストの法規制化
の動きに対応してメタルガスケットが使用されつつあ
る。このガスケットは接合面の気密を維持するに必要な
諸特性を具備しなければならない。。例えば自動車やオ
ートバイ等のエンジンを構成する部材でのメタルガスケ
ットではエンジン特有の高温，高圧および高振動下でし
かも温度変化と圧力変化が繰り返されるために，これに
対応できる特性を有している必要がある。また，漏れを
防止するという観点から見れば類似の用途と言えるアス
ベストを包み込んだＯリングでもノンアスベストの法規
制化の動きに対応してメタル化が進んでおり，帯状のコ
イルを円筒状に巻き，さらにドーナツ型のＯリング（メ
タルパッキン）に成形することが行われている。これら
のメタルガスケットやメタルパッキン等の材料として
は，冷間加工によって簡単に高強度が得られる加工硬化
型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼であるSUS301
系鋼が主に用いられている。使用法としては，ガスケッ
トでは板厚0.1〜0.4mm程度の薄板を素材とし，例えばエ
ンジンヘッドガスケットの場合では，燃焼室の周囲, お
よび水孔, 油孔の周囲に沿ったビードを形成したガスケ
ットに成形し，このビードを締め付けたときに発生する
高面圧にてガス,水, 油をシールするのが一般である。
また, メタルパッキンでは帯状のコイルを円筒状に巻き
さらにドーナツ型にしＯリングとして接合面の気密を維
持するのに用いられている。
でのガスケット材としてはアスベスト等が使用されてき
たが，エンジンの高性能化やノンアスベストの法規制化
の動きに対応してメタルガスケットが使用されつつあ
る。このガスケットは接合面の気密を維持するに必要な
諸特性を具備しなければならない。。例えば自動車やオ
ートバイ等のエンジンを構成する部材でのメタルガスケ
ットではエンジン特有の高温，高圧および高振動下でし
かも温度変化と圧力変化が繰り返されるために，これに
対応できる特性を有している必要がある。また，漏れを
防止するという観点から見れば類似の用途と言えるアス
ベストを包み込んだＯリングでもノンアスベストの法規
制化の動きに対応してメタル化が進んでおり，帯状のコ
イルを円筒状に巻き，さらにドーナツ型のＯリング（メ
タルパッキン）に成形することが行われている。これら
のメタルガスケットやメタルパッキン等の材料として
は，冷間加工によって簡単に高強度が得られる加工硬化
型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼であるSUS301
系鋼が主に用いられている。使用法としては，ガスケッ
トでは板厚0.1〜0.4mm程度の薄板を素材とし，例えばエ
ンジンヘッドガスケットの場合では，燃焼室の周囲, お
よび水孔, 油孔の周囲に沿ったビードを形成したガスケ
ットに成形し，このビードを締め付けたときに発生する
高面圧にてガス,水, 油をシールするのが一般である。
また, メタルパッキンでは帯状のコイルを円筒状に巻き
さらにドーナツ型にしＯリングとして接合面の気密を維
持するのに用いられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】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は特に圧縮時高圧が
かかるため，ガスシール性を高めるためには高面圧を必
要とする。このためビード成形高さを高くしたり, 材料
強度を高めたりすることで対応する必要がある。これに
対応できる鋼としてはSUS301系鋼が挙げられ，前述のよ
うにこれが使用されているが，SUS301系鋼では高強度を
得るためには強度な冷間加工を施す必要があり, そのた
め延性, 加工性が低下し，ビード成形加工時にビード外
側Ｒ部に割れが発生するという問題があった。このた
め，やむを得ず低い強度とする必要があった。材料強度
を低くした場合, シール性を高めるためより高いビード
成形加工を必要とするとともに，より面圧が高くなるよ
うなビード形状とすることが要求された。したがって，
材料強度を低くした場合にもビード肩Ｒ部の両面 (内側
Ｒ部, 外側Ｒ部) にミクロクラックや割れが発生し，使
用中にミクロクラックを起点に割れが発生し，耐シール
性が低下すると言うような問題が生じてくる。ガスケッ
トとしての特性を十分満足しないという問題があった。
また, メタルパッキンでも同様に円筒状に加工する際に
ミクロクラックが発生し，使用中に振動による応力変動
でミクロクラックを起点に割れが発生するという問題も
ある。本発明はこのような成形加工によって発生するミ
クロクラックからの割れ発生の問題の解決を意図し, メ
タルガスケットとして優れた特性を有する材料の開発を
目標としたものである。
ッドに使用されるメタルガスケットは特に圧縮時高圧が
かかるため，ガスシール性を高めるためには高面圧を必
要とする。このためビード成形高さを高くしたり, 材料
強度を高めたりすることで対応する必要がある。これに
対応できる鋼としてはSUS301系鋼が挙げられ，前述のよ
うにこれが使用されているが，SUS301系鋼では高強度を
得るためには強度な冷間加工を施す必要があり, そのた
め延性, 加工性が低下し，ビード成形加工時にビード外
側Ｒ部に割れが発生するという問題があった。このた
め，やむを得ず低い強度とする必要があった。材料強度
を低くした場合, シール性を高めるためより高いビード
成形加工を必要とするとともに，より面圧が高くなるよ
うなビード形状とすることが要求された。したがって，
材料強度を低くした場合にもビード肩Ｒ部の両面 (内側
Ｒ部, 外側Ｒ部) にミクロクラックや割れが発生し，使
用中にミクロクラックを起点に割れが発生し，耐シール
性が低下すると言うような問題が生じてくる。ガスケッ
トとしての特性を十分満足しないという問題があった。
また, メタルパッキンでも同様に円筒状に加工する際に
ミクロクラックが発生し，使用中に振動による応力変動
でミクロクラックを起点に割れが発生するという問題も
ある。本発明はこのような成形加工によって発生するミ
クロクラックからの割れ発生の問題の解決を意図し, メ
タルガスケットとして優れた特性を有する材料の開発を
目標としたものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，重量％
において,Ｃ：0.03％以下, Ｓi：1.0％を越え〜3.0％,
Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0％〜10.0％, Ｃr：13.0〜20.
0％, Ｎ：0.30％以下, Ｓ：0.01％以下, Ｏ：0.007％以
下を含み，かつ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上100以下となるようにＣ,Ｓi,Ｍ
n,Ｎi,Ｃr,Ｎ量が調整されており，残部がＦeおよび不
可避的に混入してくる不純物からなる成形加工性および
疲労特性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼，並
びに，この鋼にさらに, 3.0％以下のＭoまたは0.5〜3.0
％のＣuを１種または２種および／またはＴi,Ｎb,Ｖを
0.1〜1.0％の範囲でそれぞれ１種または２種以上を含有
させ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上100以下となるようにＣ,Ｓi,Ｍ
n,Ｎi,Ｃr,Ｍo,Ｃu,Ｎ量を調整した成形加工性および疲
労特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。
において,Ｃ：0.03％以下, Ｓi：1.0％を越え〜3.0％,
Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0％〜10.0％, Ｃr：13.0〜20.
0％, Ｎ：0.30％以下, Ｓ：0.01％以下, Ｏ：0.007％以
下を含み，かつ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上100以下となるようにＣ,Ｓi,Ｍ
n,Ｎi,Ｃr,Ｎ量が調整されており，残部がＦeおよび不
可避的に混入してくる不純物からなる成形加工性および
疲労特性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼，並
びに，この鋼にさらに, 3.0％以下のＭoまたは0.5〜3.0
％のＣuを１種または２種および／またはＴi,Ｎb,Ｖを
0.1〜1.0％の範囲でそれぞれ１種または２種以上を含有
させ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上100以下となるようにＣ,Ｓi,Ｍ
n,Ｎi,Ｃr,Ｍo,Ｃu,Ｎ量を調整した成形加工性および疲
労特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。
【０００５】そして，該ステンレス鋼からなるメタルガ
スケット用鋼板素材を工業的規模で有利に製造する方法
として，前記の成分組成を有するステンレス鋼を通常の
熱間圧延工程および冷間圧延工程を経たうえ焼鈍後に調
質圧延して鋼板とするにさいし，該調質圧延前焼鈍に先
立ち圧延率50％以上の冷間圧延を施し, 該調質圧延前焼
鈍で結晶粒径が10μ以下の実質的にオーステナイト相か
らなる微細粒組織としてから該調質圧延を施すことを特
徴とする成形加工性および疲労特性に優れたメタルガス
ケット用ステンレス鋼の製造方法を提供する。そのさ
い，調質圧延は25〜45％未満の圧延率で行なうのが有利
であり，調質圧延前焼鈍は700℃以上1000℃以下の温度
領域で行う。また調質圧延された鋼板は，所望のガスケ
ット形状に成形加工後に300℃以上600℃以下の温度範囲
で10秒間以上の時効処理を施すことによって一層高強度
を発現する。
スケット用鋼板素材を工業的規模で有利に製造する方法
として，前記の成分組成を有するステンレス鋼を通常の
熱間圧延工程および冷間圧延工程を経たうえ焼鈍後に調
質圧延して鋼板とするにさいし，該調質圧延前焼鈍に先
立ち圧延率50％以上の冷間圧延を施し, 該調質圧延前焼
鈍で結晶粒径が10μ以下の実質的にオーステナイト相か
らなる微細粒組織としてから該調質圧延を施すことを特
徴とする成形加工性および疲労特性に優れたメタルガス
ケット用ステンレス鋼の製造方法を提供する。そのさ
い，調質圧延は25〜45％未満の圧延率で行なうのが有利
であり，調質圧延前焼鈍は700℃以上1000℃以下の温度
領域で行う。また調質圧延された鋼板は，所望のガスケ
ット形状に成形加工後に300℃以上600℃以下の温度範囲
で10秒間以上の時効処理を施すことによって一層高強度
を発現する。
【０００６】[発明の詳述]先ず, 本発明鋼における各成
分の含有量範囲についてその限定理由の概要を説明す
る。Ｃはオーステナイト生成元素で, 高温で生成するδ
フエライトの抑制, 冷間加工で誘発されたマルテンサイ
ト相の強化に極めて有効であるが，本発明鋼のごとく調
質圧延後より良い成形加工性を得るためには冷間加工に
よる強化があまり著しいと，成形加工性に劣るようにな
る。またあまりＣを高くすると調質前焼鈍,あるいは時
効処理条件によっては炭化物の析出を伴うおそれがあ
る。このため，Ｃは0.03％以下とした。
分の含有量範囲についてその限定理由の概要を説明す
る。Ｃはオーステナイト生成元素で, 高温で生成するδ
フエライトの抑制, 冷間加工で誘発されたマルテンサイ
ト相の強化に極めて有効であるが，本発明鋼のごとく調
質圧延後より良い成形加工性を得るためには冷間加工に
よる強化があまり著しいと，成形加工性に劣るようにな
る。またあまりＣを高くすると調質前焼鈍,あるいは時
効処理条件によっては炭化物の析出を伴うおそれがあ
る。このため，Ｃは0.03％以下とした。
【０００７】Ｓiは脱酸剤として有効であるが，脱酸効
果という面からは1.0％を越えて添加してもその効果は
変わらずむしろコスト上昇を招く。しかしＳiは冷間加
工の際に生ずる加工誘起マルテンサイト相を緻密にし，
延性, 靭性を高めると共に冷間加工後の時効処理による
強度上昇を高める上で非常に有効に働く。すなわち冷間
加工後の強度レベルを低くかつ高延性に保った状態でも
時効処理後高強度でかつ高延性が得られる。この効果を
得るためには少なくても1.0％を越えるＳiを必要とす
る。しかし，あまり高くすると多量のδフエライトを生
成すると共に強度上昇に及ぼす効果も飽和状態になる。
この点を考慮するとＳiの上限は3.0％となる。
果という面からは1.0％を越えて添加してもその効果は
変わらずむしろコスト上昇を招く。しかしＳiは冷間加
工の際に生ずる加工誘起マルテンサイト相を緻密にし，
延性, 靭性を高めると共に冷間加工後の時効処理による
強度上昇を高める上で非常に有効に働く。すなわち冷間
加工後の強度レベルを低くかつ高延性に保った状態でも
時効処理後高強度でかつ高延性が得られる。この効果を
得るためには少なくても1.0％を越えるＳiを必要とす
る。しかし，あまり高くすると多量のδフエライトを生
成すると共に強度上昇に及ぼす効果も飽和状態になる。
この点を考慮するとＳiの上限は3.0％となる。
【０００８】Ｍnは脱酸剤としても有効に働くがオース
テナイト相の安定度を支配する元素で，その活用は他の
元素とのバランスのもとに考慮される。本発明鋼では4.
0％までのＭn量での活用が図られる。ただ本発明鋼では
高強度でかつ成形加工性が重要視され, 特に成形加工性
が厳しいものではＭn量は0.5％未満とし，ＭnＳ等の介
在物の生成を極力避けることが好ましい。
テナイト相の安定度を支配する元素で，その活用は他の
元素とのバランスのもとに考慮される。本発明鋼では4.
0％までのＭn量での活用が図られる。ただ本発明鋼では
高強度でかつ成形加工性が重要視され, 特に成形加工性
が厳しいものではＭn量は0.5％未満とし，ＭnＳ等の介
在物の生成を極力避けることが好ましい。
【０００９】Ｃrは耐食性上必須の成分である。意図す
る耐食性および耐熱性を付与するためには少なくとも13
％以上必要とする。しかし，Ｃrはフエライト生成元素
であるため, 高くしすぎると高温でδフエライトが多量
に生成してしまう。そこでδフエライト相抑制のために
オーステナイト生成元素 (Ｃ, Ｎ, Ｎi,Ｍnなど）をそ
れに見合った量で添加しなければならなくなるが，オー
ステナイト生成元素を多く添加すると室温でのオーステ
ナイト相が安定し，冷間加工あるいは時効処理後, 高強
度が得られなくなる。このようなことからＣrの上限は2
0％とした。
る耐食性および耐熱性を付与するためには少なくとも13
％以上必要とする。しかし，Ｃrはフエライト生成元素
であるため, 高くしすぎると高温でδフエライトが多量
に生成してしまう。そこでδフエライト相抑制のために
オーステナイト生成元素 (Ｃ, Ｎ, Ｎi,Ｍnなど）をそ
れに見合った量で添加しなければならなくなるが，オー
ステナイト生成元素を多く添加すると室温でのオーステ
ナイト相が安定し，冷間加工あるいは時効処理後, 高強
度が得られなくなる。このようなことからＣrの上限は2
0％とした。
【００１０】Ｎiは高温および室温でオーステナイト相
を得るために必須の成分であるが,本発明の場合, 室温
で準安定オーステナイト相にしてより良好な成形性を得
るため, 低い冷間加工で適度なマルテンサイト相を誘発
させ, 高強度が得られるようにしなければならない。本
発明ではＮiを４％より低くすると高温で多量のδフエ
ライト相が生成し，かつ室温でオーステナイト相以外に
マルテンサイト相が生成しやすくなる。また10％を超え
ると冷間加工でマルテンサイト相が誘発されにくくな
る。このためＮi量は4.0〜10.0％とした。より好ましく
は5.0〜8.0％とする。さらに耐久性耐熱性の面からも4.
0％以上のＮiの添加は有利である。しかし10％を超えて
添加してもその効果も飽和状態となる。この面からもＮ
iは4.0〜10.0％が好ましい。
を得るために必須の成分であるが,本発明の場合, 室温
で準安定オーステナイト相にしてより良好な成形性を得
るため, 低い冷間加工で適度なマルテンサイト相を誘発
させ, 高強度が得られるようにしなければならない。本
発明ではＮiを４％より低くすると高温で多量のδフエ
ライト相が生成し，かつ室温でオーステナイト相以外に
マルテンサイト相が生成しやすくなる。また10％を超え
ると冷間加工でマルテンサイト相が誘発されにくくな
る。このためＮi量は4.0〜10.0％とした。より好ましく
は5.0〜8.0％とする。さらに耐久性耐熱性の面からも4.
0％以上のＮiの添加は有利である。しかし10％を超えて
添加してもその効果も飽和状態となる。この面からもＮ
iは4.0〜10.0％が好ましい。
【００１１】Ｍoは鋼のベース硬さを上昇させるととも
に時効処理後の硬さを上昇させ高強度を得る上で有効に
作用する。しかしフエライトフォーマーであるために多
量に添加するとδフエライト相を晶出させ, かえって強
度低下の要因となるので上限を3.0％とした。
に時効処理後の硬さを上昇させ高強度を得る上で有効に
作用する。しかしフエライトフォーマーであるために多
量に添加するとδフエライト相を晶出させ, かえって強
度低下の要因となるので上限を3.0％とした。
【００１２】Ｃuは時効処理の際, Ｓiとの相互作用によ
り鋼を硬化させるものであるが，少ないとその効果は小
さく, 多すぎると熱間加工性を阻害し割れの要因とな
る。このため0.5〜3.0％とした。
り鋼を硬化させるものであるが，少ないとその効果は小
さく, 多すぎると熱間加工性を阻害し割れの要因とな
る。このため0.5〜3.0％とした。
【００１３】Ｔi,Ｎb,Ｖは時効処理後の硬さを上昇させ
る上で有効に作用する。この作用を発現させるためには
0.1％以上の添加を必要とする。しかし必要以上に添加
すると, 多量の非金属介在物を生成し疲労強度の低下,
表面清浄の悪化につながるのでそれぞれの上限を1.0％
とする。
る上で有効に作用する。この作用を発現させるためには
0.1％以上の添加を必要とする。しかし必要以上に添加
すると, 多量の非金属介在物を生成し疲労強度の低下,
表面清浄の悪化につながるのでそれぞれの上限を1.0％
とする。
【００１４】ＮはＣと同様にオーステナイト生成元素で
あると共に, オーステナイト相およびマルテンサイト相
を硬化するのに有効な元素である。またＣに比べ析出物
を形成しにくいため, 耐久性の面からも有効である。こ
のため適度な冷間加工硬化能を付与するためにＣに代え
て添加する。しかし,多量に添加するとブローホールの
原因となるので0.30％以下とした。なおその添加量は時
効硬化に寄与するＳiやＣu量によっても異なるが, より
好ましくは0.06〜0.20％である。
あると共に, オーステナイト相およびマルテンサイト相
を硬化するのに有効な元素である。またＣに比べ析出物
を形成しにくいため, 耐久性の面からも有効である。こ
のため適度な冷間加工硬化能を付与するためにＣに代え
て添加する。しかし,多量に添加するとブローホールの
原因となるので0.30％以下とした。なおその添加量は時
効硬化に寄与するＳiやＣu量によっても異なるが, より
好ましくは0.06〜0.20％である。
【００１５】ＳはＭnとの共存のもとにＭnＳを生成し，
延性および曲げなどの加工性の低下をもたらすので0.01
0％以下とする。なお薄板で成形加工の厳しい領域では
さらにＭnおよびＳは低い方が好ましく,Ｍn量は0.5％未
満，Ｓ量は0.004％以下が好ましい。
延性および曲げなどの加工性の低下をもたらすので0.01
0％以下とする。なお薄板で成形加工の厳しい領域では
さらにＭnおよびＳは低い方が好ましく,Ｍn量は0.5％未
満，Ｓ量は0.004％以下が好ましい。
【００１６】Ｏは疲労破壊の起点となる非金属介在物を
形成しやすい元素でありＡl,ＴiなどＯとの親和力の大
きい元素を含むときは特に顕著となる。このためＯは低
いほど好ましいが 0.007％以下であれば目標は達成でき
る。このためＯは0.007％以下とした。
形成しやすい元素でありＡl,ＴiなどＯとの親和力の大
きい元素を含むときは特に顕著となる。このためＯは低
いほど好ましいが 0.007％以下であれば目標は達成でき
る。このためＯは0.007％以下とした。
【００１７】Ｍ値：30以上100以下について。Ｃ, Ｓi,
Ｍn,Ｎi,Ｃr,Ｍo,ＣuおよびＮについて上記の範囲で含
有させるが，下記(1)式に従うＭ値が30以上100以下とな
るように各成分を調整する。 Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) ・・(1) (1)式の各成分の定数は, 本発明材料の開発中に実験室
的に確認されたものである。このＭ値はオーステナイト
安定度の指標となるもので, 30未満の値では冷間圧延あ
るいは時効処理後高強度を得るためには, 室温で70％以
上の強加工を施す必要があり延性が低下する。したがっ
て成形加工性の面から30以上とする。また100を超える
と低い冷間加工で著しくマルテンサイト相を生成するた
め成形加工性を維持することが困難となる。このため10
0以下とする。このようにして本発明は, 冷間加工後の
成形加工性をできるだけ高めるべく, 冷間加工によって
生ずるマルテンサイト相を低い冷間加工で適量生成する
ように成分バランスさせ，また時効処理後できるだけ高
強度が得られるように考慮し，また後述の低温あるいは
短時間の再結晶焼鈍中 (調質圧延前の微細結晶処理) に
Ｃr炭化物の析出を避けるためＣを下げ, このＣ低下に
伴う強度低下 (加工硬化の低下分) をＮの添加で補うと
共にＮ添加鋼による時効硬化と微細結晶処理による時効
硬化度の上昇を有効に活用するようにし, より高強度が
発現できるようにした点に特徴がある。そして微細結晶
化と適量のＳiを添加することにより低い調質圧延率で
も微細かつ緻密に加工誘起マルテンサイト相 (α-相)
を分布させることができること，そしてＮの添加は時効
による強度上昇が大きいことなどの知見事実から, 調質
圧延率を低く保つことを可能にし，これによって成形加
工性を改善したところに特徴がある。
Ｍn,Ｎi,Ｃr,Ｍo,ＣuおよびＮについて上記の範囲で含
有させるが，下記(1)式に従うＭ値が30以上100以下とな
るように各成分を調整する。 Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) ・・(1) (1)式の各成分の定数は, 本発明材料の開発中に実験室
的に確認されたものである。このＭ値はオーステナイト
安定度の指標となるもので, 30未満の値では冷間圧延あ
るいは時効処理後高強度を得るためには, 室温で70％以
上の強加工を施す必要があり延性が低下する。したがっ
て成形加工性の面から30以上とする。また100を超える
と低い冷間加工で著しくマルテンサイト相を生成するた
め成形加工性を維持することが困難となる。このため10
0以下とする。このようにして本発明は, 冷間加工後の
成形加工性をできるだけ高めるべく, 冷間加工によって
生ずるマルテンサイト相を低い冷間加工で適量生成する
ように成分バランスさせ，また時効処理後できるだけ高
強度が得られるように考慮し，また後述の低温あるいは
短時間の再結晶焼鈍中 (調質圧延前の微細結晶処理) に
Ｃr炭化物の析出を避けるためＣを下げ, このＣ低下に
伴う強度低下 (加工硬化の低下分) をＮの添加で補うと
共にＮ添加鋼による時効硬化と微細結晶処理による時効
硬化度の上昇を有効に活用するようにし, より高強度が
発現できるようにした点に特徴がある。そして微細結晶
化と適量のＳiを添加することにより低い調質圧延率で
も微細かつ緻密に加工誘起マルテンサイト相 (α-相)
を分布させることができること，そしてＮの添加は時効
による強度上昇が大きいことなどの知見事実から, 調質
圧延率を低く保つことを可能にし，これによって成形加
工性を改善したところに特徴がある。
【００１８】なお，これらの成分以外に本発明鋼には脱
酸剤として添加されるＣaやREM(希土類元素),熱間加工
性改善に効果のあるＢ (0.01％以下) 等を必要に応じて
含有することができ，また不可避的に混入する不純物を
含有することができる。但しＡlは高強度でかつ疲労強
度の高いものが要求される場合は使用しないか，あるい
は鋼中に非金属介在物を形成しない程度の量とすること
が望ましい。
酸剤として添加されるＣaやREM(希土類元素),熱間加工
性改善に効果のあるＢ (0.01％以下) 等を必要に応じて
含有することができ，また不可避的に混入する不純物を
含有することができる。但しＡlは高強度でかつ疲労強
度の高いものが要求される場合は使用しないか，あるい
は鋼中に非金属介在物を形成しない程度の量とすること
が望ましい。
【００１９】上述の範囲に調整された本発明鋼は，その
組織状態は溶体化処理状態で実質的にはオーステナイト
組織を呈する。この組織状態の鋼に50％を超える冷間圧
延を加え700〜1000℃の温度で調質前焼鈍を行うことに
より均一な微細結晶組織を得ることができる。そして,
この微細結晶組織の状態で調質圧延を施すことでメタル
ガスケット材としての特性を得ることができる。またガ
スケットへの成形加工の前または後に300℃以上600℃以
下の温度範囲に10秒以上保持する時効処理を施せば硬さ
ならびに強度は一層高くなり, メタルガスケット等でそ
の耐久性を一層向上させることができる。
組織状態は溶体化処理状態で実質的にはオーステナイト
組織を呈する。この組織状態の鋼に50％を超える冷間圧
延を加え700〜1000℃の温度で調質前焼鈍を行うことに
より均一な微細結晶組織を得ることができる。そして,
この微細結晶組織の状態で調質圧延を施すことでメタル
ガスケット材としての特性を得ることができる。またガ
スケットへの成形加工の前または後に300℃以上600℃以
下の温度範囲に10秒以上保持する時効処理を施せば硬さ
ならびに強度は一層高くなり, メタルガスケット等でそ
の耐久性を一層向上させることができる。
【００２０】次に本発明に従う製造条件について説明す
る。従来の製造法により得られる鋼は一般的に結晶粒径
は25μ前後のものであり,調質圧延後の成形加工におい
て, 後述の実施例で示すように加工部で結晶粒界や加工
歪により発生したスリップバンド部分より, ミクロクラ
ックが発生しメタルガスケット等の加工部品での寿命を
短くしている。本発明の製造法によれば, まず調質前焼
鈍を行う前の冷間圧延において50％を越える減面率（冷
延率）を付与し，調質前焼鈍において, 後述の実施例で
示すように短時間で均一でかつ微細な結晶粒を得, 調質
前焼鈍状態での強度レベルを高めることで低い調質圧延
率でも十分な強度特性が得られる。このため成形加工性
に優れた鋼板となり，これを成形加工しても表面肌荒れ
やミクロクラックの発生のない加工部品が得られ，加工
部品の寿命を著しく長くすることができる。また, 調質
圧延後の時効処理による強度上昇もＳiおよびＮ添加と
微細結晶処理により従来法に比べ大きく, 時効処理後同
一強度を得んとすれば，調質圧延後の強度レベルは低く
することが可能でさらに成形加工性に優れたものを提供
することができる。
る。従来の製造法により得られる鋼は一般的に結晶粒径
は25μ前後のものであり,調質圧延後の成形加工におい
て, 後述の実施例で示すように加工部で結晶粒界や加工
歪により発生したスリップバンド部分より, ミクロクラ
ックが発生しメタルガスケット等の加工部品での寿命を
短くしている。本発明の製造法によれば, まず調質前焼
鈍を行う前の冷間圧延において50％を越える減面率（冷
延率）を付与し，調質前焼鈍において, 後述の実施例で
示すように短時間で均一でかつ微細な結晶粒を得, 調質
前焼鈍状態での強度レベルを高めることで低い調質圧延
率でも十分な強度特性が得られる。このため成形加工性
に優れた鋼板となり，これを成形加工しても表面肌荒れ
やミクロクラックの発生のない加工部品が得られ，加工
部品の寿命を著しく長くすることができる。また, 調質
圧延後の時効処理による強度上昇もＳiおよびＮ添加と
微細結晶処理により従来法に比べ大きく, 時効処理後同
一強度を得んとすれば，調質圧延後の強度レベルは低く
することが可能でさらに成形加工性に優れたものを提供
することができる。
【００２１】ここで特に調質圧延前焼鈍を700℃以上100
0℃以下としているが, これは700℃未満では微細結晶粒
を得るのに長時間を要し工業的でないこと，さらに1000
℃を超える温度では再結晶および粒成長が著しく10μ以
下の結晶粒を安定して得ることが難しいからである。こ
の焼鈍は工業的規模での連続焼鈍ラインで実施すること
ができる。
0℃以下としているが, これは700℃未満では微細結晶粒
を得るのに長時間を要し工業的でないこと，さらに1000
℃を超える温度では再結晶および粒成長が著しく10μ以
下の結晶粒を安定して得ることが難しいからである。こ
の焼鈍は工業的規模での連続焼鈍ラインで実施すること
ができる。
【００２２】調質圧延率については調質前焼鈍後の強度
レベルやオーステナイト相の安定度などに支配され, こ
れに応じて種々変化させることができるが，本質的には
実施例に示されるごとく従来鋼よりも低い圧延率で目標
強度は達成され, 25％以上45％未満が適当と考えられ
る。
レベルやオーステナイト相の安定度などに支配され, こ
れに応じて種々変化させることができるが，本質的には
実施例に示されるごとく従来鋼よりも低い圧延率で目標
強度は達成され, 25％以上45％未満が適当と考えられ
る。
【００２３】時効処理については，メタルガスケットな
どの加工部品としての強度特性を得るためには300℃以
上600℃以下の温度範囲が好ましい。この下限300℃はこ
れ未満の温度では目標の強度レベルを得るのに長時間を
要し経済的でないこと，また上限温度を600℃とするの
は, これより高温では強度が上昇する以前に大幅な回復
の進行が起こり, メタルガスケットとして要求される強
度が得られないからである。時効処理時間を10秒以上と
するのは，これより短時間では十分な強度特性が得られ
ないためである。時効処理時間の上限は特に限定されな
いが，製造コスト面から考えると１時間前後が好まし
い。
どの加工部品としての強度特性を得るためには300℃以
上600℃以下の温度範囲が好ましい。この下限300℃はこ
れ未満の温度では目標の強度レベルを得るのに長時間を
要し経済的でないこと，また上限温度を600℃とするの
は, これより高温では強度が上昇する以前に大幅な回復
の進行が起こり, メタルガスケットとして要求される強
度が得られないからである。時効処理時間を10秒以上と
するのは，これより短時間では十分な強度特性が得られ
ないためである。時効処理時間の上限は特に限定されな
いが，製造コスト面から考えると１時間前後が好まし
い。
【００２４】以上のように本発明によれば，前述の成分
組成を採用したうえ，その鋼帯の製造に際して調質前焼
鈍の前に50％を越える冷間加工を施し,700℃〜1000℃の
温度範囲で再結晶粒径が10μ以下, 実質的には１〜５μ
となるような処理条件で調質前焼鈍を連続焼鈍炉にて行
い，そして調質圧延を施すことによって従来材と同等ま
たはそれ以上の強度を得ながら，従来材では得られなか
った成形加工性に優れたメタルガスケット用材料が得ら
れる。すなわち前述の成分組成と微細結晶粒処理の採用
によって，高強度でかつ成形加工性を必要とするメタル
ガスケットの加工部のミクロクラックの発生を防止し，
且つメタルガスケットとしての使用寿命をも改善するこ
とができる。
組成を採用したうえ，その鋼帯の製造に際して調質前焼
鈍の前に50％を越える冷間加工を施し,700℃〜1000℃の
温度範囲で再結晶粒径が10μ以下, 実質的には１〜５μ
となるような処理条件で調質前焼鈍を連続焼鈍炉にて行
い，そして調質圧延を施すことによって従来材と同等ま
たはそれ以上の強度を得ながら，従来材では得られなか
った成形加工性に優れたメタルガスケット用材料が得ら
れる。すなわち前述の成分組成と微細結晶粒処理の採用
によって，高強度でかつ成形加工性を必要とするメタル
ガスケットの加工部のミクロクラックの発生を防止し，
且つメタルガスケットとしての使用寿命をも改善するこ
とができる。
【００２５】なお，本発明鋼は固溶状態で準安定オース
テナイト相を呈するので，調質前焼鈍より前の工程は従
来材と同要領で製造することができる。もっとも，安定
した微細結晶粒を得るためには調質前焼鈍を行う前に50
％を越える冷間圧延を施す必要があることは既述のとお
りである。以下に実施例を挙げて本発明の効果を具体的
に示す。
テナイト相を呈するので，調質前焼鈍より前の工程は従
来材と同要領で製造することができる。もっとも，安定
した微細結晶粒を得るためには調質前焼鈍を行う前に50
％を越える冷間圧延を施す必要があることは既述のとお
りである。以下に実施例を挙げて本発明の効果を具体的
に示す。
【００２６】
【実施例】表１に示す成分（重量％）の本発明鋼 (Ｎ１
〜９），従来鋼（Ａ）および比較鋼（ａ，ｂ，ｃ）を通
常の大気溶解炉で溶製し，熱間圧延を施した後，冷延，
焼鈍，酸洗を行い，最終調質圧延後の板厚を0.25mmとし
た。これを冷延ままのサンプルとして採取した。さらに
該鋼板に400℃で30分間の時効処理を施し，これを時効
処理後のサンプルとした。なお, 各鋼についての調質前
焼鈍の前の冷間圧延率, 調質前焼鈍条件, および調質圧
延率の詳細は表２に示した。
〜９），従来鋼（Ａ）および比較鋼（ａ，ｂ，ｃ）を通
常の大気溶解炉で溶製し，熱間圧延を施した後，冷延，
焼鈍，酸洗を行い，最終調質圧延後の板厚を0.25mmとし
た。これを冷延ままのサンプルとして採取した。さらに
該鋼板に400℃で30分間の時効処理を施し，これを時効
処理後のサンプルとした。なお, 各鋼についての調質前
焼鈍の前の冷間圧延率, 調質前焼鈍条件, および調質圧
延率の詳細は表２に示した。
【００２７】採取した各サンプルについて引張試験を行
なうと共に，時効処理前の冷延ままのサンプルについて
は形成加工性の試験を，また時効処理後のサンプルにつ
いてさらに疲労試験を行った。それらの結果を表２中に
併記した。なお表２中のΔTSは時効処理前後の引張強さ
(TS)の差である。また表２中には調質前焼鈍した状態で
の結晶粒径（μ）を併せて示した。なお，成形加工性試
験は図４に示す形状に試験片を成形加工したときの外側
Ｒ部と内側Ｒ部（Ｒ＝0.2)を観察し, ミクロクラックな
し (○印), 微細なミクロクラック有り (△印), 割れ
あり (×)で評価した。また疲労試験は，図４のＷビー
ド形状に成形加工した試験片に対し，図５に示したよう
に，荷重負荷無しの状態Ａから荷重負荷状態Ｂに圧縮を
行なう圧縮繰り返し疲労試験を１００万回繰り返した後
の，割れなし（○印）と割れあり（×印）で評価した。
なうと共に，時効処理前の冷延ままのサンプルについて
は形成加工性の試験を，また時効処理後のサンプルにつ
いてさらに疲労試験を行った。それらの結果を表２中に
併記した。なお表２中のΔTSは時効処理前後の引張強さ
(TS)の差である。また表２中には調質前焼鈍した状態で
の結晶粒径（μ）を併せて示した。なお，成形加工性試
験は図４に示す形状に試験片を成形加工したときの外側
Ｒ部と内側Ｒ部（Ｒ＝0.2)を観察し, ミクロクラックな
し (○印), 微細なミクロクラック有り (△印), 割れ
あり (×)で評価した。また疲労試験は，図４のＷビー
ド形状に成形加工した試験片に対し，図５に示したよう
に，荷重負荷無しの状態Ａから荷重負荷状態Ｂに圧縮を
行なう圧縮繰り返し疲労試験を１００万回繰り返した後
の，割れなし（○印）と割れあり（×印）で評価した。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】表２の結果から次のことが明らかである。
なお，なおメタルガスケット材としては高強度であるこ
とが望ましく，ここでは時効処理後の引張強さで少なく
とも175kg/mm2前後の強度を目標とする。
なお，なおメタルガスケット材としては高強度であるこ
とが望ましく，ここでは時効処理後の引張強さで少なく
とも175kg/mm2前後の強度を目標とする。
【００３１】本発明に従う実施例No.1〜10では, すなわ
ち成分組成と製造条件が本発明で規定する範囲の微細結
晶処理材では，いずれの鋼も成形加工時ミクロクラック
あるいは割れを発生することなく, しかも時効処理後十
分な引張強さを有している。本発明鋼 (Ｎ１）でも従来
法による製造では, 比較例No.11で示すように時効処理
後高強度を得るためには，時効処理前の調質圧延率を高
める (57.5％) 必要があり, 成形加工時内側（Ｆ）およ
び外側（Ｒ）Ｒ部ともにミクロクラックが発生する。ま
た, 比較例No.12のように成形加工性を高めるために調
質圧延率を下げれば (40％) , 外側 (Ｒ)Ｒ部には割れ
を発生することなく成形できるが, 内側Ｒ部 (Ｆ) には
ミクロクラックが発生する。したがっていずれもメタル
ガスケットとしての特性が劣るし，さらにいずれの場合
もΔTSが本発明例に比べ低いことが認められる。
ち成分組成と製造条件が本発明で規定する範囲の微細結
晶処理材では，いずれの鋼も成形加工時ミクロクラック
あるいは割れを発生することなく, しかも時効処理後十
分な引張強さを有している。本発明鋼 (Ｎ１）でも従来
法による製造では, 比較例No.11で示すように時効処理
後高強度を得るためには，時効処理前の調質圧延率を高
める (57.5％) 必要があり, 成形加工時内側（Ｆ）およ
び外側（Ｒ）Ｒ部ともにミクロクラックが発生する。ま
た, 比較例No.12のように成形加工性を高めるために調
質圧延率を下げれば (40％) , 外側 (Ｒ)Ｒ部には割れ
を発生することなく成形できるが, 内側Ｒ部 (Ｆ) には
ミクロクラックが発生する。したがっていずれもメタル
ガスケットとしての特性が劣るし，さらにいずれの場合
もΔTSが本発明例に比べ低いことが認められる。
【００３２】比較例No.13は，本発明鋼 (Ｎ３）につい
て，調質前焼鈍の圧延率が本発明法で規定する範囲より
低いものについての例であるが, 本発明に従う微細結晶
処理を施しても混粒となり内側（Ｆ）Ｒ部には微細なミ
クロクラックが発生する。
て，調質前焼鈍の圧延率が本発明法で規定する範囲より
低いものについての例であるが, 本発明に従う微細結晶
処理を施しても混粒となり内側（Ｆ）Ｒ部には微細なミ
クロクラックが発生する。
【００３３】比較鋼No.16は本発明鋼よりもＮが低く外
れている鋼（ａ）に対して本発明法で製造したものであ
るが，時効処理後高強度を得るためには, Ｃ, Ｎが低く
加工硬化が小さいために時効処理前の調質圧延率を高め
る必要がある。このため, 内側（Ｆ）Ｒ部にはミクロク
ラックは発生しないが，外側（Ｒ）Ｒ部で割れが発生す
る。
れている鋼（ａ）に対して本発明法で製造したものであ
るが，時効処理後高強度を得るためには, Ｃ, Ｎが低く
加工硬化が小さいために時効処理前の調質圧延率を高め
る必要がある。このため, 内側（Ｆ）Ｒ部にはミクロク
ラックは発生しないが，外側（Ｒ）Ｒ部で割れが発生す
る。
【００３４】比較鋼No.17は，本発明鋼よりＭ値が低く
外れている鋼（ｂ）に対して本発明法で製造したもので
あるが，Ｍ値が低いので加工硬化が小さく，時効処理後
高強度を得ようとすると比較鋼（ａ）と同様な結果をも
らたす。
外れている鋼（ｂ）に対して本発明法で製造したもので
あるが，Ｍ値が低いので加工硬化が小さく，時効処理後
高強度を得ようとすると比較鋼（ａ）と同様な結果をも
らたす。
【００３５】比較鋼No.18は, 本発明鋼よりＭ値が高く
はずれている鋼 (Ｃ) に対して本発明法で製造したもの
であるが，Ｍ値が高いので，低い圧延率でも多量のマル
テンサイト量が生成するため曲げ加工性が劣り，本発明
の目的は達成されない。
はずれている鋼 (Ｃ) に対して本発明法で製造したもの
であるが，Ｍ値が高いので，低い圧延率でも多量のマル
テンサイト量が生成するため曲げ加工性が劣り，本発明
の目的は達成されない。
【００３６】また従来鋼No.14のように時効処理後180kg
/mm2前後の引張強さを得ようとすると，時効処理前の成
形加工後は内側 (Ｆ),外側 (Ｒ) のＲ部ともにミクロク
ラックや割れが発生する。従来鋼No.15のように時効処
理後の引張強さを165kg/mm2前後となるように調質圧延
率を低下させても結晶粒径が大きいため内側 (Ｆ) Ｒ部
にミクロクラックが発生する。
/mm2前後の引張強さを得ようとすると，時効処理前の成
形加工後は内側 (Ｆ),外側 (Ｒ) のＲ部ともにミクロク
ラックや割れが発生する。従来鋼No.15のように時効処
理後の引張強さを165kg/mm2前後となるように調質圧延
率を低下させても結晶粒径が大きいため内側 (Ｆ) Ｒ部
にミクロクラックが発生する。
【００３７】図１は，比較例No.11について前記の成形
加工後の内側（Ｆ）Ｒ部の表面状態を示した写真である
が，多くのミクロクラックの発生が認められる。図２は
本発明例No.1についての該成形加工後の内側（Ｆ）のＲ
部の同様の写真であるが，ミクロクラックの発生は認め
られない。
加工後の内側（Ｆ）Ｒ部の表面状態を示した写真である
が，多くのミクロクラックの発生が認められる。図２は
本発明例No.1についての該成形加工後の内側（Ｆ）のＲ
部の同様の写真であるが，ミクロクラックの発生は認め
られない。
【００３８】これらの成形加工時の表面状態が疲労特性
に及ぼす影響を調査するため，図４に示す形状のＷ型ビ
ード形状を付与した試験片を負荷変動フランジに挟ん
で，図５に示すようにＡ→Ｂの圧縮繰返し変動を100万
回与えた後の割れ発生の有無を調べ，表２にその試験結
果を併記したが，表２の結果より本発明による鋼および
方法で製造したものでは割れは発生せず，同一条件の疲
労試験では内側（Ｆ）Ｒ部ならびに外側（Ｒ）Ｒ部のミ
クロクラックや割れが発生するものはいずれも疲労試験
により割れ発生し，疲労寿命に大きく影響していること
が認められる。
に及ぼす影響を調査するため，図４に示す形状のＷ型ビ
ード形状を付与した試験片を負荷変動フランジに挟ん
で，図５に示すようにＡ→Ｂの圧縮繰返し変動を100万
回与えた後の割れ発生の有無を調べ，表２にその試験結
果を併記したが，表２の結果より本発明による鋼および
方法で製造したものでは割れは発生せず，同一条件の疲
労試験では内側（Ｆ）Ｒ部ならびに外側（Ｒ）Ｒ部のミ
クロクラックや割れが発生するものはいずれも疲労試験
により割れ発生し，疲労寿命に大きく影響していること
が認められる。
【００３９】図３は微細再結晶特性に及ぼす焼鈍時間の
影響を示したものである。処理温度は700℃である。供
試材はいずれも本発明鋼のＮ１である。焼鈍前（本発明
でいう調質前焼鈍）の冷間圧延率を35％ (●印) 施した
ものと, 55％ (○印) 施したものではその再結晶特性が
異なる。焼鈍前の冷間圧延率が本発明範囲である55％の
ものでは, 10分前後から硬さは急速に軟化し, 20分では
十分再結晶していることが認められた。しかしながら,
35％冷延材では軟化するのに300分前後を必要とし, し
かも再結晶も部分的に起こり, 未再結晶部分を含む混合
組織となって均一で微細な再結晶組織のものが得難かっ
た。
影響を示したものである。処理温度は700℃である。供
試材はいずれも本発明鋼のＮ１である。焼鈍前（本発明
でいう調質前焼鈍）の冷間圧延率を35％ (●印) 施した
ものと, 55％ (○印) 施したものではその再結晶特性が
異なる。焼鈍前の冷間圧延率が本発明範囲である55％の
ものでは, 10分前後から硬さは急速に軟化し, 20分では
十分再結晶していることが認められた。しかしながら,
35％冷延材では軟化するのに300分前後を必要とし, し
かも再結晶も部分的に起こり, 未再結晶部分を含む混合
組織となって均一で微細な再結晶組織のものが得難かっ
た。
【００４０】
【発明の効果】本発明によれば，成形加工性および疲労
特性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼が得られ
る。本発明材料は従来のメタルガスケット用材であるSU
S301に比べ, 時効による強度上昇が大きいので時効処理
前の強度を下げることができ，このため成形加工性に優
れる。特に微細結晶粒を得る製造法の採用によって成形
加工性を顕著に向上でき，またメタルガスケットとして
使用した場合の寿命に対して，この成形加工性の向上が
大きく寄与する。そして，かような特性をもつ本発明鋼
の製造は従来設備を使用して行なうことができ，調質前
焼鈍も連続焼鈍ラインで効果的に行なうことができるか
ら, コスト的にも有利に製造できる。
特性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼が得られ
る。本発明材料は従来のメタルガスケット用材であるSU
S301に比べ, 時効による強度上昇が大きいので時効処理
前の強度を下げることができ，このため成形加工性に優
れる。特に微細結晶粒を得る製造法の採用によって成形
加工性を顕著に向上でき，またメタルガスケットとして
使用した場合の寿命に対して，この成形加工性の向上が
大きく寄与する。そして，かような特性をもつ本発明鋼
の製造は従来設備を使用して行なうことができ，調質前
焼鈍も連続焼鈍ラインで効果的に行なうことができるか
ら, コスト的にも有利に製造できる。
【図１】 比較例No.11の成形加工後の内側（Ｆ）Ｒ部
の金属表面の写真である。
の金属表面の写真である。
【図２】 本発明例No.1の成形加工後の内側（Ｆ）のＲ
部の金属表面の写真である。
部の金属表面の写真である。
【図３】 成形加工性を評価したＷビード形状を示す略
断面図である。
断面図である。
【図４】 Ｗビード加工付与材の圧縮繰り返し変動疲労
試験法を説明するための断面図である。
試験法を説明するための断面図である。
【図５】 本発明鋼Ｎ１の焼鈍（調質前焼鈍）前の圧延
率を35％と65％施した材料の700℃での焼鈍時間と硬さ
および結晶粒径との関係を示す図である。
率を35％と65％施した材料の700℃での焼鈍時間と硬さ
および結晶粒径との関係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年１０月１４日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】 比較例 No.11の成形加工後の内側（Ｆ）Ｒ部
の金属組織を示す写真である。
の金属組織を示す写真である。
【図２】 本発明例 No.１の成形加工後の内側（Ｆ）の
Ｒ部の金属組織を示す写真である。
Ｒ部の金属組織を示す写真である。
【図３】 成形加工性を評価したＷビード形状を示す略
断面図である。
断面図である。
【図４】 Ｗビード加工付与材の圧縮繰り返し変動疲労
試験法を説明するための断面図である。
試験法を説明するための断面図である。
【図５】 本発明鋼Ｎ１の焼鈍（調質前焼鈍）前の圧延
率35％と65％施した材料の700 ℃での焼鈍時間と硬さお
よび結晶粒径との関係を示す図である。
率35％と65％施した材料の700 ℃での焼鈍時間と硬さお
よび結晶粒径との関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｆ１６Ｊ 15/08 Ｍ 7233−3Ｊ (72)発明者 武本 敏彦 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社鉄鋼研究所内 (72)発明者 林 茂人 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社鉄鋼研究所内 (72)発明者 杉野 智幸 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 柴田 新次 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％において, Ｃ：0.03％以下, Ｓ
i：1.0％を越え〜3.0％, Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0％
〜10.0％, Ｃr：13.0〜20.0％, Ｎ：0.30％以下, Ｓ：
0.01％以下, Ｏ：0.007％以下を含み，かつ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上100以下となるようにＣ,Ｓi,Ｍ
n,Ｎi,Ｃr,Ｎ量が調整されており，残部がＦeおよび不
可避的に混入してくる不純物からなる成形加工性および
疲労特性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼。 - 【請求項２】 重量％において, Ｃ：0.03％以下, Ｓ
i：1.0％を越え〜3.0％, Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0％
〜10.0％, Ｃr：13.0〜20.0％, Ｎ：0.30％以下, Ｓ：
0.01％以下, Ｏ：0.007％以下を含み, 更に, 3.0％以下
のＭoまたは0.5〜3.0％のＣuを１種または２種および／
またはＴi,Ｎb,Ｖを0.1〜1.0％の範囲でそれぞれ１種ま
たは２種以上を含み, かつ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上100以下となるようにＣ,Ｓi,Ｍ
n,Ｎi,Ｃr,Ｍo,Ｃu,Ｎ量が調整されており，残部がＦe
および不可避的に混入してくる不純物からなる成形加工
性および疲労特性に優れたメタルガスケット用ステンレ
ス鋼。 - 【請求項３】 Ｍn：0.5％以下, Ｓ：0.004％以下,
Ｎ：0.06〜0.20％である請求項１または２に記載のステ
ンレス鋼。 - 【請求項４】 重量％において, Ｃ：0.03％以下, Ｓ
i：1.0％を越え〜3.0％, Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0％
〜10.0％, Ｃr：13.0〜20.0％, Ｎ：0.30％以下, Ｓ：
0.01％以下, Ｏ：0.007％以下を含み, 場合によっては
更に, 3.0％以下のＭoまたは0.5〜3.0％のＣuを１種ま
たは２種および／またはＴi,Ｎb,Ｖを0.1〜1.0％の範囲
でそれぞれ１種または２種以上を含み, かつ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が30以上100以下となるようにＣ,Ｓi,Ｍ
n,Ｎi,Ｃr,Ｍo,Ｃu,Ｎ量が調整されており，残部がＦe
および不可避的に混入してくる不純物からなるステンレ
ス鋼を通常の熱間圧延工程および冷間圧延工程を経たう
え焼鈍後に調質圧延して鋼板とするにさいし，該調質圧
延前焼鈍に先立ち圧延率50％以上の冷間圧延を施し, 該
調質圧延前焼鈍で結晶粒径が10μ以下の実質的にオース
テナイト相からなる微細粒組織としてから該調質圧延を
施すことを特徴とする成形加工性および疲労特性に優れ
たメタルガスケット用ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項５】 調質圧延は25〜45％未満の圧延率で実施
される請求項４に記載の製造方法。 - 【請求項６】 調質圧延前焼鈍は700℃以上1000℃以下
の温度領域で行われる請求項４または５に記載の製造方
法。 - 【請求項７】 調質圧延された鋼板は，所望のガスケッ
ト形状に成形加工後に300℃以上600℃以下の温度範囲で
10秒間以上の時効処理が施される請求項４，５または６
に記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11211991A JPH05117813A (ja) | 1991-04-18 | 1991-04-18 | 成形加工性および疲労特性に優れたメタルガスケツト用ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11211991A JPH05117813A (ja) | 1991-04-18 | 1991-04-18 | 成形加工性および疲労特性に優れたメタルガスケツト用ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05117813A true JPH05117813A (ja) | 1993-05-14 |
Family
ID=14578662
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11211991A Withdrawn JPH05117813A (ja) | 1991-04-18 | 1991-04-18 | 成形加工性および疲労特性に優れたメタルガスケツト用ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05117813A (ja) |
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