JP6793067B2 - オーステナイト系ステンレス鋼板およびガスケット - Google Patents
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Description
本発明は、内燃機関のエンジン、排ガス経路部材（エキゾーストマニホールド、触媒コンバータ）、インジェクタ、ＥＧＲクーラー、ターボチャージャーなど、高温に曝される部材のガスシールに好適な耐熱メタルガスケット用のオーステナイト系ステンレス鋼板であって、特に材料温度が８００℃を超える高温域まで上昇しうるメタルガスケットに好適なステンレス鋼板に関する。また、そのステンレス鋼板を用いたメタルガスケットに関する。
近年、自動車エンジンの高性能化や環境規制に伴い内燃機関の排ガス温度は上昇し、メタルガスケットの材料温度は８００℃超える高温域に達することがある。そのため、８００℃前後の高温に長時間曝され、場合によってはそれより高い温度に昇温することが想定される環境でガスシール性能が十分に維持できる信頼性の高いメタルガスケットのニーズが増加している。
これまでに種々の耐熱ガスケット用ステンレス鋼素材が開発されているが、８００℃前後の高温域で長時間使用される用途に適用するには問題がある。例えば特許文献１、２、３の開示に代表されるＳＵＳ３０１やＳＵＳ４３１系の材料は、加熱される温度がマルテンサイト相の分解温度に相当するため軟化が著しく、耐へたり性に劣る。特許文献４、５、６、７には、Ｎにより強化されたＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。これらはマルテンサイト相を多く含む場合やＮ含有量が高い場合に硬質化し、ガスケットへの成形時に加工部表面の肌荒れを生じて気密性を劣化させる要因を有しており、８００℃前後で長時間使用した場合の信頼性に劣る。特許文献８にはＮＣＦ７１８（ＪＩＳ Ｇ４９０２）系のニッケル基合金が開示されている（合金Ｄ）。この合金は８００℃付近での析出強化には有効であるが、Ｎｉを５０〜５５％と多量に含有するため非常に高コストである。特許文献９、１０にはＳＵＨ６６０（ＪＩＳ Ｇ４３１２）系の材料が開示されているが、Ｃｒ含有量が少ないため８００℃付近まで昇温すると耐酸化性が著しく劣化する。また、８００℃付近での析出硬化能はニッケル基合金である上記ＮＣＦ７１８より劣り、８００℃域で使用する際の耐へたり性が不十分である。特許文献１１には上記ＳＵＨ６６０系をベースにＮｉ、Ａｌ含有量を増量したタイプの材料が開示されている。Ｎｉ、Ａｌの増量によりγ’相（Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ)）の数密度が増加して加熱による軟化特性は向上するが、耐へたり性は向上しないので、８００℃前後で長時間使用できる信頼性は十分でない。特許文献１２には材料の最高到達温度が６００〜８００℃となることを想定した比較的安価なメタルガスケット用オーステナイト系ステンレス鋼板が開示されている。しかし、８００℃前後で長時間使用する場合や材料温度が８００より高温域に上昇した際の優れた耐久性に関しては、更なる改善の余地が残されている。
本発明の課題は、８００℃前後の温度に長時間曝され、場合によってはそれより高い温度域に昇温することもあるメタルガスケットにおいて、優れた耐へたり性、耐高温酸化性、および耐ガスリーク性を実現することができる、メタルガスケット用素材として好適なステンレス鋼板を提供することにある。また、その鋼板を素材に用いたメタルガスケットを提供することにある。
高温の燃焼ガスが流れる管路部材の締結箇所をシールする耐熱メタルガスケットは、締結される双方の部材の間で高い締め付け応力を受けた状態で高温に曝される。この種のガスケットの使用中での変形には、昇温時および高温保持の初期段階では主として高温強度が関与し、それ以降の高温保持段階では主としてクリープ変形が関与する。メタルガスケットの「へたり」はクリープ変形が主因となって生じる現象である。
金属材料の高温強度の向上に有効な析出相として、Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ)タイプのγ’（ガンマプライム）相が知られており、ニッケル基超合金や一部の鋼材で有効に利用されている。ただし、高温に長時間曝される使用環境ではクリープ変形が主となるため、メタルガスケットの耐へたり性を向上させるには結晶粒界を被覆する析出相の形成を制御することが重要になる。発明者らの研究によれば、以下のことがわかってきた。
（１）特定の化学組成に調整されたオーステナイト系ステンレス鋼材料においては、８００℃付近の温度域に長時間加熱することによって、結晶粒内にγ’相およびγ’相が遷移したη相を、結晶粒界にη相およびＧ相を形成させることができる。η相はＮｉ3Ｔｉタイプの析出相、Ｇ相はＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプ析出相である。８００℃付近あるいはそれ以上の温度域での「耐へたり性」を向上させるためには、結晶粒界にＧ相を析出させることが極めて有効である。また微細に析出したＧ相は高温強度の向上にも有効である。
（２）ただし、（Ｆｅ，Ｃｒ)2(Ｍｏ，Ｎｂ)タイプの析出相であるＬａｖｅｓ相が生成すると、上記のＧ相による強化能が十分に発揮されない。Ｌａｖｅｓ相の生成を抑止するためにＭｏ含有量を１.００％未満、Ｎｂ含有量を０.５０％以下に厳しく制限する必要がある。
（３）Ｇ相を十分に析出させるためにはＳｉ含有量を０.４０％以上確保する必要がある。
（４）８００℃以上の高温域でガスケットを使用する場合の耐久性を付与するためには、耐高温酸化性の向上が重要となる。そのために、１６.００％を超えるＣｒ含有量を確保する必要がある。
（５）メタルガスケットのビード加工部では、γ’相、η相、Ｇ相などの析出相は加工ひずみを駆動力として微細に析出し、高温強度の上昇に寄与する。
本発明はこのような新たな知見に基づいて完成したものである。
（２）ただし、（Ｆｅ，Ｃｒ)2(Ｍｏ，Ｎｂ)タイプの析出相であるＬａｖｅｓ相が生成すると、上記のＧ相による強化能が十分に発揮されない。Ｌａｖｅｓ相の生成を抑止するためにＭｏ含有量を１.００％未満、Ｎｂ含有量を０.５０％以下に厳しく制限する必要がある。
（３）Ｇ相を十分に析出させるためにはＳｉ含有量を０.４０％以上確保する必要がある。
（４）８００℃以上の高温域でガスケットを使用する場合の耐久性を付与するためには、耐高温酸化性の向上が重要となる。そのために、１６.００％を超えるＣｒ含有量を確保する必要がある。
（５）メタルガスケットのビード加工部では、γ’相、η相、Ｇ相などの析出相は加工ひずみを駆動力として微細に析出し、高温強度の上昇に寄与する。
本発明はこのような新たな知見に基づいて完成したものである。
上記課題を達成するために、本明細書では以下の発明を開示する。
［１］ 質量％で、Ｃ：０.００５〜０.１００％、Ｓｉ：０.４０〜３.００％、Ｍｎ：０.４０〜２.５０％、Ｎｉ：２２.００〜３５.００％、Ｃｒ：１６.００％超え２３.００％以下、Ｍｏ：０.０２％以上１.００％未満、Ｃｕ：０.０１〜２.００％、Ｔｉ：０.２０〜２.５０％、Ａｌ：０.２０〜０.６０％、Ｎ：０.００２〜０.０３０％、Ｂ：０〜０.０１０％、Ｎｂ：０〜０.５０％、Ｖ：０〜０.５０％、Ｚｒ：０〜０.５０％、Ｗ：０〜０.５０％、Ｔａ：０〜０.５０％、Ｃｏ：０〜０.５０％、ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）：０〜０.２００％、Ｙ：０〜０.２００％、Ｃａ：０〜０.１００、Ｍｇ：０〜０.１００、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼板。
［２］板厚が０.１０〜０.５０ｍｍである上記［１］に記載のステンレス鋼板。
［３］大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供したとき、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）が結晶粒界長さ１０μｍ当たり２.０個以上の個数密度で存在する金属組織となる性質を有する上記［１］または［２］に記載のステンレス鋼板。
［４］ビード加工部を有するメタルガスケット用である上記［１］〜［３］のいずれかに記載のステンレス鋼板。
［５］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のステンレス鋼板を用いたメタルガスケットであって、ビード加工部を有し、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。
［６］ガスケットが８００℃を超える温度になる燃焼ガス流路に設置される上記［５］に記載のメタルガスケット。
［７］内燃機関の燃焼ガス流路のシールに使用する上記［５］または［６］に記載のメタルガスケット。
［１］ 質量％で、Ｃ：０.００５〜０.１００％、Ｓｉ：０.４０〜３.００％、Ｍｎ：０.４０〜２.５０％、Ｎｉ：２２.００〜３５.００％、Ｃｒ：１６.００％超え２３.００％以下、Ｍｏ：０.０２％以上１.００％未満、Ｃｕ：０.０１〜２.００％、Ｔｉ：０.２０〜２.５０％、Ａｌ：０.２０〜０.６０％、Ｎ：０.００２〜０.０３０％、Ｂ：０〜０.０１０％、Ｎｂ：０〜０.５０％、Ｖ：０〜０.５０％、Ｚｒ：０〜０.５０％、Ｗ：０〜０.５０％、Ｔａ：０〜０.５０％、Ｃｏ：０〜０.５０％、ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）：０〜０.２００％、Ｙ：０〜０.２００％、Ｃａ：０〜０.１００、Ｍｇ：０〜０.１００、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼板。
［２］板厚が０.１０〜０.５０ｍｍである上記［１］に記載のステンレス鋼板。
［３］大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供したとき、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）が結晶粒界長さ１０μｍ当たり２.０個以上の個数密度で存在する金属組織となる性質を有する上記［１］または［２］に記載のステンレス鋼板。
［４］ビード加工部を有するメタルガスケット用である上記［１］〜［３］のいずれかに記載のステンレス鋼板。
［５］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のステンレス鋼板を用いたメタルガスケットであって、ビード加工部を有し、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。
［６］ガスケットが８００℃を超える温度になる燃焼ガス流路に設置される上記［５］に記載のメタルガスケット。
［７］内燃機関の燃焼ガス流路のシールに使用する上記［５］または［６］に記載のメタルガスケット。
上記において、Ｂ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｏ、ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）、Ｙ、Ｃａ、Ｍｇは任意含有元素である。
本発明によれば、８００℃前後の高温に長時間曝され、それより高温域に材料温度が上昇することもありうる環境で優れた耐久性を呈するメタルガスケットが、ステンレス鋼材料によって実現できた。
〔化学組成〕
以下に、８００℃付近で保持したときに結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2ＳｉタイプのＧ相が形成され、Ｌａｖｅｓ相の生成が十分に抑止され、かつ優れた耐高温酸化性が得られる化学組成を開示する。化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
以下に、８００℃付近で保持したときに結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2ＳｉタイプのＧ相が形成され、Ｌａｖｅｓ相の生成が十分に抑止され、かつ優れた耐高温酸化性が得られる化学組成を開示する。化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃは、高温強度の向上に有効な元素であり、固溶強化や析出強化によってステンレス鋼を強化する。Ｃ含有量は０.００５％以上とする必要があり、０.０１０％以上とすることがより効果的である。Ｃ含有量が多すぎると溶製時にＴｉＣが生成し、Ｇ相の形成に必要なＴｉが不足する。Ｃ含有量は０.１００％以下に制限され、０.０５０％未満に管理してもよい。
Ｓｉは、Ｎｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相であるＧ相の構成元素である。種々検討の結果、本明細書ではＳｉ含有量を０.４０％以上とする必要があり、０.５０％を超える量とすることがより効果的である。Ｓｉ含有量が多くなりすぎるとオーステナイト相の安定性を損なうとともに、加工性を悪化させる。Ｓｉ含有量は３.００％以下の範囲に制限される。
Ｍｎは、オーステナイト形成元素であり、高価なＮｉの一部を代替することができる。また、Ｓを固定して熱間加工性を改善する作用を有する。Ｍｎ含有量は０.４０％以上とすることが効果的であり、０.５０％以上とすることがより好ましい。多量のＭｎ含有は高温強度や機械的性質を低下させる要因となるので、本発明ではＭｎ含有量を２.５０％以下に制限する。２.００％未満、あるいは１.５０％以下に管理してもよい。
Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を得るために必須の元素であるとともに、本発明ではＧ相の構成元素として極めて重要である。８００℃前後に昇温されたときに十分な量のＧ相を形成させるためには２２.００％以上のＮｉ含有量が必要である。２３.５０％以上とすることがより好ましい。Ｎｉ含有量が高いほど耐へたり性の改善には有利となるが、コスト的な観点からＮｉ含有量は３５.００％以下のＮｉ含有量範囲で成分調整することが望ましい。２８.００％以下に管理してもよい。
Ｃｒは、耐食性、耐高温酸化性の向上に必要な元素である。発明者らの検討によると、材料の到達温度が７５０℃程度である場合、１３％程度Ｃｒ含有量でもガスケットとして使用できる特性を得ることは可能である。しかしながら、材料温度が８００℃以上の高温になると、メタルガスケットの耐久性は、材料の高温強度や耐へたり性だけでなく、昇温、降温を繰り返した場合の耐高温酸化性にも大きく左右されることがわかった。種々検討の結果、材料温度が８００℃以上に上昇することが想定されるガスケット環境で優れた耐久性を発揮させるためには、耐高温酸化性を向上させる観点から１６.００％を超えるＣｒ含有量を確保する必要がある。１６.３０％以上とすることがより好ましい。ただし、多量のＣｒ含有はＦｅ，Ｃｒタイプの析出相であるσ相が生成することにより、Ｇ相による強化能の低下や靭性の低下を招く要因となる。Ｃｒ含有量は２３.００％以下に制限され、１９.００％以下に管理してもよい。
Ｍｏは、耐食性の向上に有効であるとともに、高温保持中に炭窒化物となって微細分散し高温強度の向上に寄与する。それらの作用を十分発揮させるためにＭｏ含有量は０.０２％以上を確保する。しかしながら、Ｍｏ含有量が多くなると、８００℃以上に温度が上昇するメタルガスケットにおいて耐ガスリーク性の向上が不十分となることがわかった。発明者らの検討によれば、Ｍｏ含有量が増大すると(Ｆｅ，Ｃｒ)2Ｍｏタイプの析出相であるＬａｖｅｓ相が生成することにより、Ｇ相による強化能が低下してしまうことが原因として考えられた。そこで、発明者らはＭｏの許容上限を見極めるための多くの実験を行ってきた。その結果、Ｍｏ含有量を１.００％未満に抑え、かつＧ相の構成元素であるＳｉ、Ｎｉ、Ｔｉの含有量を本発明規定範囲に調整するという成分設計によって、Ｇ相による強化作用を十分に享受できることがわかった。したがって、Ｍｏは１.００％未満の含有量とすることが重要である。
Ｃｕは、メタルガスケットとして使用する際の昇温に伴ってＣｕ系析出物を形成し、高温強度および耐軟化性の改善に寄与する。Ｃｕ含有量は０.０１％以上とする。ただし、多量のＣｕ含有は熱間加工性を低下させる要因となる。Ｃｕ含有量は２.００％まで許容されるが、１.００％以下に管理してもよい。
Ｔｉは、Ｇ相の構成元素として、Ｓｉ、Ｎｉとともに極めて重要である。８００℃付近での加熱によって粒界にＧ相を十分に析出させるためには、０.２０％以上のＴｉ含有量を必要とする。比較的低いＮｉ含有量（例えば２８.００％以下）においても極めて優れた耐ガスリーク性を安定して付与するためには、１.００％を超えるＴｉ含有量を確保することが有利である。過剰のＴｉ含有は介在物起因による表面品質の低下を招く要因となる。Ｔｉ含有量は２.５０％以下に制限され、２.００％未満に管理してもよい。
Ａｌは、Ｎｉ3(Ｔｉ，Ａｌ)タイプの析出相であるγ’相の構成元素である。本発明では０.２０％以上のＡｌ含有量を確保する。過剰にＡｌを含有すると結晶粒界に生成するη相の被覆率が増加するため、Ｇ相の強化能が低下する要因となる。Ａｌ含有量は０.６０％以下に制限される。
Ｎは、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度の上昇に有効な元素である。本発明では０.００２％以上のＮ含有量を確保することが望ましく、０.００４％以上とすることがより好ましい。Ｎ含有量が多すぎると溶製時にＴｉＮが生成し、Ｇ相の形成に必要なＴｉが不足する。Ｎ含有量は０.０３０％以下に制限され、０.０２０％未満に管理してもよい。
Ｂは、任意添加元素であり、高温強度の上昇に有効な炭窒化物の微細析出を促進させ、熱間圧延温度域においてはＳ等の粒界偏析を抑制しエッジクラックの発生を防止する作用を呈する。Ｂを添加する場合は０.０００５％以上の含有量とすることがより効果的である。過剰量のＢを添加すると低融点硼化物が生成しやすくなり、却って熱間加工性を劣化させる要因となる。Ｂ含有量は０.０１０％以下に制限される。
Ｎｂは、任意添加元素であり、メタルガスケットが曝される高温雰囲気下で析出物を形成し、あるいはオーステナイトマトリックス中に固溶し、硬度上昇および耐軟化性向上に寄与する。Ｎｂを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰のＮｂ含有は高温延性低下に起因して熱間加工性を低下させる要因となる。また、Ｎｂは(Ｆｅ，Ｃｒ)2ＮｂタイプのＬａｖｅｓ相を生成する構成元素であるため、過剰のＮｂ含有はＧ相の強化能低下を招く要因となる。Ｎｂ含有量は０.５０％以下に制限される。
Ｖは、任意添加元素であり、硬度上昇、耐へたり性改善に有効な析出物を形成する。Ｖを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰のＶ含有は加工性、靭性の低下要因となる。Ｖ含有量は０.５０％以下に制限される。
Ｚｒは、任意添加元素であり、高温強度の向上に有効であるとともに、微量の添加で耐高温酸化性を向上させる作用を有する。Ｚｒを添加する場合は０.０１％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.０５％以上とすることが一層効果的である。過剰のＺｒ含有はσ脆化を招き、鋼の靱性を損なう。Ｚｒ含有量は０.５０％以下に制限される。
Ｗは、任意添加元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｗを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰にＷを含有させると鋼が過度に硬質となり、原料コストも高くなる。Ｗ含有量は０.５０％以下に制限される。
Ｔａは、任意添加元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｔａを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰のＴａ含有は製造性、靭性の低下要因となる。Ｔａ含有量は０.５０％以下に制限される。
Ｃｏは、任意添加元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｃｏを添加する場合は０.０５％以上の含有量とすることがより効果的であり、０.１０％以上とすることが一層効果的である。過剰にＣｏを含有させると鋼が過度に硬質となり、原料コストも高くなる。Ｃｏ含有量は０.５０％以下に制限される。
ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）、Ｙ、Ｃａ、Ｍｇは、任意添加元素であり、いずれも熱間加工性や耐酸化性の改善に有効である。これらの１種以上を添加する場合、いずれもそれぞれ０.００１％以上の含有量とすることがより効果的である。過剰に添加しても上記の効果は飽和する。ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）は０.２００％以下、Ｙは０.２００％以下、Ｃａは０.１００％以下、Ｍｇは０.１００％以下の含有量範囲でそれぞれ添加すればよい。
〔鋼板〕
本発明に従うステンレス鋼板は、ビードを形成するためのプレス加工を経てメタルガスケットに成形される。そのため、ガスケットに必要なバネ性（強度）を有しつつ、ビード成形可能な加工性を有している必要がある。具体的には、常温硬さが１５０〜４５０ＨＶに調整されたオーステナイト系ステンレス鋼板であることが望ましく、３００〜４００ＨＶであるものがより好適な対象となる。板厚は、耐熱メタルガスケットの用途に応じて例えば０.１０〜０.５０ｍｍの範囲で設定すればよい。
本発明に従うステンレス鋼板は、ビードを形成するためのプレス加工を経てメタルガスケットに成形される。そのため、ガスケットに必要なバネ性（強度）を有しつつ、ビード成形可能な加工性を有している必要がある。具体的には、常温硬さが１５０〜４５０ＨＶに調整されたオーステナイト系ステンレス鋼板であることが望ましく、３００〜４００ＨＶであるものがより好適な対象となる。板厚は、耐熱メタルガスケットの用途に応じて例えば０.１０〜０.５０ｍｍの範囲で設定すればよい。
この鋼板（素材鋼板）は、メタルガスケットの形状に加工された後、ガスケットとして使用される前の部品段階、あるいはガスケットとしての使用中に８００℃前後で長時間加熱された際、オーステナイト結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相であるＧ相が十分に生成する性質を備えている。この８００℃前後での加熱によって、特にビード加工部では加工ひずみが駆動力となって、γ’相、η相、Ｇ相がそれぞれ微細に析出し、析出強化作用が得られる。この析出強化によって８００℃前後およびそれより高温域での高温強度が上昇し、特にメタルガスケットとして使用される初期の段階での耐ガスリーク性が顕著に改善される。また、長期の使用においては結晶粒界に分布したＧ相の粒界強化作用が発揮されて耐へたり性が向上し、引き続き優れた耐ガスリーク性が維持される。
上記の各化合物相がビード加工部で微細析出する能力を有している素材鋼板であるかどうかは、当該素材鋼板（冷延鋼板または冷延焼鈍鋼板）から採取されたサンプルを用いて評価することができる。前記サンプルを８００℃で２００時間保持する加熱試験に供したとき、オーステナイト結晶粒界にＧ相が十分に形成されていれば、当該鋼板はビード加工部で上記の微細析出が生じる能力を有していると評価できる。発明者らの調査によれば、上記の加熱試験に供すると、Ｇ相が明らかに析出する場合と、ほとんど析出しない場合に大きく２分される。すなわち、Ｇ相が析出する試料では２００時間の上記加熱後に多量のＧ相が明確に観測される。Ｇ相が十分に析出する鋼板であることの確認は、具体的には以下に記載する性質を有する鋼板であるかどうかで判断できる。
（Ｇ相が十分に析出する鋼板）
大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供したとき、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）が結晶粒界長さ１０μｍ当たり２.０個以上の個数密度で存在する金属組織となる性質を有する鋼板。
ここで、結晶粒界に存在する粒子がＧ相であるかどうかは、ＳＥＭ−ＥＤＸ法などにより、その場で判定することができる。観察視野は、結晶粒界のトータル長さが１００μｍ以上となるように１つまたは複数の視野を無作為に選択する。
大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供したとき、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、結晶粒界にＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）が結晶粒界長さ１０μｍ当たり２.０個以上の個数密度で存在する金属組織となる性質を有する鋼板。
ここで、結晶粒界に存在する粒子がＧ相であるかどうかは、ＳＥＭ−ＥＤＸ法などにより、その場で判定することができる。観察視野は、結晶粒界のトータル長さが１００μｍ以上となるように１つまたは複数の視野を無作為に選択する。
図１に、本発明に従うステンレス鋼板（後述表２の例Ｎｏ.１−１）のＬ断面のＳＥＭ写真を例示する。Ｇ相とη相が確認できる。
〔製造方法〕
上記のステンレス鋼板は、一般的なステンレス鋼板の大量生産設備を利用して製造することができる。具体的には、以下の工程が例示できる。
溶製→連続鋳造→熱間圧延→熱延板焼鈍→冷間圧延→（中間焼鈍→中間冷間圧延）→仕上焼鈍→（仕上冷間圧延）
ここで、括弧内の中間焼鈍および中間冷間圧延は必要に応じて１回または複数回行うことができる。また、最後の仕上冷間圧延を省略して、仕上焼鈍材をガスケット加工用の素材として使用することもできる。上記には記載していないが、各焼鈍後には適宜酸洗が行われる。仕上焼鈍温度は例えば１０００〜１１００℃とすることができる。仕上冷間圧延率は例えば３０〜７５％とすることができる。
上記のステンレス鋼板は、一般的なステンレス鋼板の大量生産設備を利用して製造することができる。具体的には、以下の工程が例示できる。
溶製→連続鋳造→熱間圧延→熱延板焼鈍→冷間圧延→（中間焼鈍→中間冷間圧延）→仕上焼鈍→（仕上冷間圧延）
ここで、括弧内の中間焼鈍および中間冷間圧延は必要に応じて１回または複数回行うことができる。また、最後の仕上冷間圧延を省略して、仕上焼鈍材をガスケット加工用の素材として使用することもできる。上記には記載していないが、各焼鈍後には適宜酸洗が行われる。仕上焼鈍温度は例えば１０００〜１１００℃とすることができる。仕上冷間圧延率は例えば３０〜７５％とすることができる。
表１に示す鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚４.０ｍｍとし、焼鈍、酸洗を施し、その後「冷間圧延、焼鈍、酸洗」の工程を２回行ったのち仕上冷間圧延を施して、板厚０.２５ｍｍの供試鋼板を得た。最後の焼鈍（仕上焼鈍）は、大気雰囲気、１０５０℃、３０秒、空冷の条件で行った。仕上冷間圧延率は４０％とした。一部の例（後述表２の例Ｎｏ.１−２、２−２）では上記仕上冷間圧延を省略して、板厚０.２５ｍｍの冷延焼鈍鋼板を作製し、それを供試鋼板とした。
〔Ｇ相析出能〕
供試鋼板から採取した試料を大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供した。加熱試験後の試料の圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）についてＳＥＭ観察を行い、結晶粒界に存在するＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）の個数をカウントし、結晶粒界長さ１０μｍ当たりの個数密度を求めた。Ｇ相の同定はＳＥＭに付属のＥＤＸにて行った。観察視野は、結晶粒界のトータル長さが１００μｍ以上となるように複数の視野を無作為に選択した。この試験により結晶粒界のＧ相の個数密度が２.０個／１０μｍ以上となれば、その鋼板はＧ相が十分に析出する性質を有していると評価できる。したがって、Ｇ相の個数密度が２.０個／１０μｍ以上を○（Ｇ相析出能；良好）、それ以外を×（Ｇ相析出能；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。
供試鋼板から採取した試料を大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供した。加熱試験後の試料の圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）についてＳＥＭ観察を行い、結晶粒界に存在するＮｉ3Ｔｉ2Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）の個数をカウントし、結晶粒界長さ１０μｍ当たりの個数密度を求めた。Ｇ相の同定はＳＥＭに付属のＥＤＸにて行った。観察視野は、結晶粒界のトータル長さが１００μｍ以上となるように複数の視野を無作為に選択した。この試験により結晶粒界のＧ相の個数密度が２.０個／１０μｍ以上となれば、その鋼板はＧ相が十分に析出する性質を有していると評価できる。したがって、Ｇ相の個数密度が２.０個／１０μｍ以上を○（Ｇ相析出能；良好）、それ以外を×（Ｇ相析出能；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。
〔耐へたり性〕
供試鋼板を素材に用いて、外径がφ５０ｍｍ、内径がφ３２ｍｍのリング状を呈し、そのリングの内縁部周辺に幅３ｍｍ、高さ０.５ｍｍのビードを有するガスケット試験片をプレス成形により作製した。図２にそのガスケット試験片の形状を模式的に示す。図２中の右側の図は、ガスケット試験片のリング中心を通り、板厚方向に平行な平面で切断した断面の形状（リング中心に対し片側のみ）を表したものである。ビード高さを記号ｈで示してある。このメタルガスケット試験片を用いて、以下の拘束試験ＡおよびＢを行い、それらの試験後のビード高さの差を求めて、へたり量を定めた。
供試鋼板を素材に用いて、外径がφ５０ｍｍ、内径がφ３２ｍｍのリング状を呈し、そのリングの内縁部周辺に幅３ｍｍ、高さ０.５ｍｍのビードを有するガスケット試験片をプレス成形により作製した。図２にそのガスケット試験片の形状を模式的に示す。図２中の右側の図は、ガスケット試験片のリング中心を通り、板厚方向に平行な平面で切断した断面の形状（リング中心に対し片側のみ）を表したものである。ビード高さを記号ｈで示してある。このメタルガスケット試験片を用いて、以下の拘束試験ＡおよびＢを行い、それらの試験後のビード高さの差を求めて、へたり量を定めた。
（拘束試験Ａ）
成形後に熱履歴や締め付け履歴をまだ一度も受けていないメタルガスケット試験片（以下「新品メタルガスケット試験片」と言う。）を、鋼製の拘束治具にセットした。図３に、ガスケット試験片を拘束治具にセットした状態の断面を模式的に示す。ガスケット試験片１を接触相手材２の間にはさみ、締結ボルト３によって所定のトルクで均等に締め付けた。締結ボルト３はガスケット試験片１の周囲に均等に４本あり、図３中には締結ボルト３およびナットについてのみ便宜的に外観形状を表示してある。締め付け終了後、締結ボルト３による締め付けを緩めて除荷し、ガスケット試験片１を取り出した。
成形後に熱履歴や締め付け履歴をまだ一度も受けていないメタルガスケット試験片（以下「新品メタルガスケット試験片」と言う。）を、鋼製の拘束治具にセットした。図３に、ガスケット試験片を拘束治具にセットした状態の断面を模式的に示す。ガスケット試験片１を接触相手材２の間にはさみ、締結ボルト３によって所定のトルクで均等に締め付けた。締結ボルト３はガスケット試験片１の周囲に均等に４本あり、図３中には締結ボルト３およびナットについてのみ便宜的に外観形状を表示してある。締め付け終了後、締結ボルト３による締め付けを緩めて除荷し、ガスケット試験片１を取り出した。
（拘束試験Ｂ）
別の新品メタルガスケット試験片を、上記と同様の方法で拘束治具にセットした。締め付けトルクは拘束試験Ａと同じとした。この拘束治具をガスケット試験片１が拘束されている状態のまま大気中８００℃で２００時間保持した後、常温の室内で放冷した。放冷後、常温にて拘束治具の一方の接触相手材２のみに取り付けてあるガス導入管４から、窒素ガスを０.５ＭＰａの圧力で、ガスケット試験片１と上下の接触相手材２に囲まれる空間に導入し、その空間から外部にリークするガスの流量（ｃｍ3／ｍｉｎ）を測定した。その後、締結ボルト３による締め付けを緩めて除荷し、ガスケット試験片１を取り出した。
別の新品メタルガスケット試験片を、上記と同様の方法で拘束治具にセットした。締め付けトルクは拘束試験Ａと同じとした。この拘束治具をガスケット試験片１が拘束されている状態のまま大気中８００℃で２００時間保持した後、常温の室内で放冷した。放冷後、常温にて拘束治具の一方の接触相手材２のみに取り付けてあるガス導入管４から、窒素ガスを０.５ＭＰａの圧力で、ガスケット試験片１と上下の接触相手材２に囲まれる空間に導入し、その空間から外部にリークするガスの流量（ｃｍ3／ｍｉｎ）を測定した。その後、締結ボルト３による締め付けを緩めて除荷し、ガスケット試験片１を取り出した。
拘束試験ＡおよびＢを終えたガスケット試験片について、それぞれ図２に符号ｈで示したビード高さを測定した。そして、下記（１）式により「へたり量」（μｍ）を求めた。
へたり量（μｍ）＝ｈA−ｈB …（１）
ここで、ｈAは拘束試験Ａを終えた試験片のビード高さ（μｍ）、ｈBは拘束試験Ｂを終えた試験片のビード高さ（μｍ）である。
この「へたり量」が５０μｍ以下であるメタルガスケットは、８００℃以上の温度で非常に優れた耐へたり性を呈すると評価できる。したがって、へたり量５０μｍ以下を○（耐へたり性；良好）、それ以外を×（耐へたり性；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。
へたり量（μｍ）＝ｈA−ｈB …（１）
ここで、ｈAは拘束試験Ａを終えた試験片のビード高さ（μｍ）、ｈBは拘束試験Ｂを終えた試験片のビード高さ（μｍ）である。
この「へたり量」が５０μｍ以下であるメタルガスケットは、８００℃以上の温度で非常に優れた耐へたり性を呈すると評価できる。したがって、へたり量５０μｍ以下を○（耐へたり性；良好）、それ以外を×（耐へたり性；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。
〔耐高温酸化性〕
供試鋼板から２５ｍｍ×３５ｍｍの試験片を採取し、表面を番手４００（ＪＩＳ Ｒ６０１０：２０００に規定される粒度Ｐ４００）のエメリー研磨紙による乾式研磨仕上とし、「大気中８００℃で５分間加熱→常温大気中で５分間冷却」を１サイクルとする熱処理を連続して２０００サイクル行い、下記（２）式により酸化増減量（ｍｇ／ｃｍ2）を求めた。
酸化増減量（ｍｇ／ｃｍ2）＝（Ｗ2000−Ｗ0）／Ｓ0 …（２）
ここで、Ｗ2000は２０００サイクル終了後の試験片質量（ｍｇ）、Ｗ0は試験前の試験片質量（ｍｇ）、Ｓ0は試験前の試験片表面積（ｃｍ2）である。
この酸化増減量が０〜１.００ｍｇ／ｃｍ2である鋼板は、８００℃以上の温度で使用されるメタルガスケット素材に適した耐高温酸化性を有していると評価できる。したがって、酸化増減量０〜１.００ｍｇ／ｃｍ2のものを○（耐高温酸化性；良好）、それ以外を×（耐高温酸化性；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。なお、この酸化増減量が負の値である鋼板は、酸化スケールが剥離したことにより質量が減少したものである。
供試鋼板から２５ｍｍ×３５ｍｍの試験片を採取し、表面を番手４００（ＪＩＳ Ｒ６０１０：２０００に規定される粒度Ｐ４００）のエメリー研磨紙による乾式研磨仕上とし、「大気中８００℃で５分間加熱→常温大気中で５分間冷却」を１サイクルとする熱処理を連続して２０００サイクル行い、下記（２）式により酸化増減量（ｍｇ／ｃｍ2）を求めた。
酸化増減量（ｍｇ／ｃｍ2）＝（Ｗ2000−Ｗ0）／Ｓ0 …（２）
ここで、Ｗ2000は２０００サイクル終了後の試験片質量（ｍｇ）、Ｗ0は試験前の試験片質量（ｍｇ）、Ｓ0は試験前の試験片表面積（ｃｍ2）である。
この酸化増減量が０〜１.００ｍｇ／ｃｍ2である鋼板は、８００℃以上の温度で使用されるメタルガスケット素材に適した耐高温酸化性を有していると評価できる。したがって、酸化増減量０〜１.００ｍｇ／ｃｍ2のものを○（耐高温酸化性；良好）、それ以外を×（耐高温酸化性；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。なお、この酸化増減量が負の値である鋼板は、酸化スケールが剥離したことにより質量が減少したものである。
〔耐ガスリーク性〕
上記の拘束試験Ｂを行ったときに測定したガスリーク流量により、耐ガスリーク性を評価した。この試験におけるガスリーク流量が１０.０ｃｍ3／ｍｉｎ以下であれば、８００℃付近あるいはそれより高温域に昇温されるメタルガスケットとして優れたシール性能を有していると判断できる。したがって、ガスリーク流量１０.０ｃｍ3／ｍｉｎ以下のものを○（耐ガスリーク性；良好）、それ以外を×（耐ガスリーク性；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。
これらの結果を表２に示す。
上記の拘束試験Ｂを行ったときに測定したガスリーク流量により、耐ガスリーク性を評価した。この試験におけるガスリーク流量が１０.０ｃｍ3／ｍｉｎ以下であれば、８００℃付近あるいはそれより高温域に昇温されるメタルガスケットとして優れたシール性能を有していると判断できる。したがって、ガスリーク流量１０.０ｃｍ3／ｍｉｎ以下のものを○（耐ガスリーク性；良好）、それ以外を×（耐ガスリーク性；不良）と評価し、○評価を合格と判定した。
これらの結果を表２に示す。
本発明で規定する化学組成に調整されたステンレス鋼板（本発明例）はいずれも、８００℃付近でＧ相が十分に析出する性質を有しており、その鋼板を素材に用いると８００℃付近で優れた耐久性を呈するメタルガスケットが得られることが確認された。８００℃付近で結晶粒界に形成されたＧ相は、材料温度が８００℃を超える温度域まで上昇した場合にも優れた耐久性の維持に寄与すると考えられる。
これに対し、本発明で規定する化学組成を満たさない各比較例の鋼板は、８００℃付近で使用される際の良好な耐ガスリーク性を実現できなかった。このうちＮｏ.３２は、結晶粒界へのＧ相の析出は認められたが、Ｍｏ含有量が高いためにＬａｖｅｓ相が生成し、Ｇ相による強化作用が十分発揮されなかった例である。
１ ガスケット試験片
２ 接触相手材
３ 締結ボルト
４ ガス導入管
２ 接触相手材
３ 締結ボルト
４ ガス導入管
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０.００５〜０.１００％、Ｓｉ：０.４０〜３.００％、Ｍｎ：０.４０〜２.５０％、Ｎｉ：２２.００〜３５.００％、Ｃｒ：１６.００％超え２３.００％以下、Ｍｏ：０.０２％以上１.００％未満、Ｃｕ：０.０１〜２.００％、Ｔｉ：０.２０〜２.５０％、Ａｌ：０.２０〜０.６０％、Ｎ：０.００２〜０.０３０％、Ｂ：０〜０.０１０％、Ｎｂ：０〜０.５０％、Ｖ：０〜０.５０％、Ｚｒ：０〜０.５０％、Ｗ：０〜０.５０％、Ｔａ：０〜０.５０％、Ｃｏ：０〜０.５０％、ＲＥＭ（Ｙを除く希土類元素）：０〜０.２００％、Ｙ：０〜０.２００％、Ｃａ：０〜０.１００、Ｍｇ：０〜０.１００、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する、ビード加工部を有するメタルガスケット用オーステナイト系ステンレス鋼板。
- 板厚が０.１０〜０.５０ｍｍである請求項１に記載のステンレス鋼板。
- 大気中８００℃で２００時間保持する加熱試験に供したとき、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）において、結晶粒界にＮｉ３Ｔｉ２Ｓｉタイプの析出相（Ｇ相）が結晶粒界長さ１０μｍ当たり２.０個以上の個数密度で存在する金属組織となる性質を有する請求項１または２に記載のステンレス鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載のステンレス鋼板を用いたメタルガスケットであって、ビード加工部を有し、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。
- ガスケットが８００℃以上の温度になる燃焼ガス流路に設置される請求項４に記載のメタルガスケット。
- 内燃機関の燃焼ガス流路のシールに使用する請求項４または５に記載のメタルガスケット。
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