(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０２〜３．０％、
Ｍｎ：０．０２〜２．０％、
Ｎｉ：２０．０〜３０．０％、
Ｃｒ：１４．０〜２５．０％、
Ｍｏ：１．０〜４．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．１〜１．０％、
Ｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｔｉ：２．０〜５．０％、
Ａｌ：０．００２〜５．０％、
Ｔｉ＋Ａｌ：３．３〜６．０％、
Ｎｂ：０〜５．０％、
Ｗ：０〜５．０％、
残部がＦｅおよび不純物であり、
ビッカース硬度Ｈｖが３００以上である、
金属間化合物である、粒径が１０ｎｍ以上のＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の数密度が０〜５．０／μｍ２である、オーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項２】
質量％で、Ｎｂ：５．０％以下および／またはＷ：５．０％以下を含む、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
各種工業用設備やその内部で使用される板ばね、皿ばね、シール部品、自動車のエキゾーストマニホールド、触媒コンバータ、ＥＧＲクーラーならびにターボチャージャー等の耐熱ガスケット、航空機のジョイント部品等には、オーステナイト系ステンレス鋼板が使用されている。【０００３】
特に、各種工業用設備、自動車排気系ガスケットなどの高温で使用される用途の一部には、ＪＩＳ  Ｇ  ４９０２（耐食耐熱超合金板）に規定されるＮＣＦ６２５、ＮＣＦ７１８などＮｉを質量％で５０％以上含む高価な材料が使用されている。一方、ＪＩＳ  Ｇ  ４３１２（耐熱鋼板）に規定されるＴｉ、Ａｌの金属間化合物を活用したＳＵＨ６６０等の析出強化系ステンレスの材料は、高温で長時間使用された際の硬さの低下が大きく、５００℃程度までしか使用できず、高温化が進む近年の耐熱ガスケットに要求される特性を満たさない。【０００４】
例えば特許文献１には、Ｔｉ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．０５〜０．２０％の範囲でＴｉ／Ａｌ比を制御して、ガスタービンのブレードを植えるディスクや、ジェットエンジンなど熱疲労特性が要求される用途の耐熱鋼を提案している。【０００５】
また、Ｔｉ、Ａｌの金属間化合物ではなく、窒化物を活用した耐熱材が特許文献２などで提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平４−４８０５１号公報
【特許文献２】特開２００９−２４９６５８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１の発明においても、近年要求される７００℃以上での高温での特性を十分に満足させるにはいたらない。【０００８】
特許文献２で提案されている耐熱鋼は、０．８％以上のＮを含有させるため、加圧溶解設備が必要なことや、熱延、冷延の負荷が大きいことから、製造コストが非常に高いという課題がある。【０００９】
本発明では、耐熱部品用材料として用いるのに適したステンレス鋼板であって、既存のＮＣＦ６２５、ＮＣＦ７１８などのＮｉ基合金より安価で、且つＳＵＨ６６０などの析出強化型耐熱ステンレス鋼より高温での高い硬さを有するオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明が対象とする技術分野の一つである自動車用耐熱ガスケットは、自動車に搭載され、その使用時間は数１０００時間となるが、高温にさらされる時間は高速運転時などに限定され、また断続的である。また、新材料の開発において、数１０００時間の試験は困難であり、実用上、高温環境下に４００時間程度連続して置かれた後の特性をもとに、素材の特性が評価される。耐熱ガスケットとしての使用を想定し、使用温度の上限である７００℃で４００時間時効熱処理を施した後、γ’：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の数密度が５０／μｍ２以上あり、室温硬さがＨＶ４００以上あることが望ましい。【００１１】
一般的に鋼を長時間高温で使用した場合は、回復、再結晶、結晶粒粗大化などにより硬さが低下し、ガスケットとしてのシール性を確保できなくなる。ＳＵＨ６６０や特許文献２にあるγ’：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）析出型の耐熱ステンレス鋼も、高温での使用中にγ’：Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）が析出強化能の低いη相に変態し、硬度が低下する。本発明者らは、製造時ではなく、高温での使用時に化合物を析出させることで、回復、再結晶、結晶粒粗大化に伴う硬さの低下を抑制することができる、むしろ硬さを上昇させることができると考えた。そのためには、Ｔｉ、Ａｌ量などの化学組成の適正化に加え、固溶化熱処理温度の適正化、仕上げ冷間圧延の追加などの製造条件の適正化が不可欠である。【００１２】
図１には、既存耐熱鋼であるＳＵＨ６６０に相当し、特許文献２の実施例中の発明鋼２に類似した比較鋼と本発明鋼の一つとを固溶化熱処理後、６０％の冷間圧延を施した後、高温での長時間使用を想定した７００℃で４００時間時効後のＦＥ−ＳＥＭ写真を示す。両材の室温硬さは、それぞれＨＶ２９７、ＨＶ４０４である。本発明鋼（図１（ａ）参照）は、比較鋼（図１（ｂ）参照）と比べ、析出強化として強度（硬さ）に寄与する数〜数１０ｎｍ前後の金属間化合物であるＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）（以下、単に「γ’」ともいう。）が数多く存在している。両鋼種とも、７００℃という高温で長時間保持すると、γ’の一部が析出強化能の低いη相に変態するが、本発明鋼は、Ｔｉ＋Ａｌ量などの化学組成の調整により、長時間時効後もγ’が数多く残存するため、硬度が維持される。【００１３】
本発明者らは、上記の着想に基づき、材料の化学組成と高温保持後の特性を詳細に研究した結果、本発明を完成させた。本発明は、下記のオーステナイト系ステンレス鋼板を要旨とする。【００１４】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０２〜３．０％、
Ｍｎ：０．０２〜２．０％、
Ｎｉ：２０．０〜３０．０％、
Ｃｒ：１４．０〜２５．０％、
Ｍｏ：１．０〜４．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．１〜１．０％、
Ｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｔｉ：２．０〜５．０％、
Ａｌ：０．００２〜５．０％、
Ｔｉ＋Ａｌ：３．３〜６．０％、
Ｎｂ：０〜５．０％、
Ｗ：０〜５．０％、
残部がＦｅおよび不純物であり、
ビッカース硬度Ｈｖが３００以上である、
金属間化合物である、粒径が１０ｎｍ以上のＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の数密度が０〜５．０／μｍ２である、オーステナイト系ステンレス鋼板。
【００１５】
（２）質量％で、Ｎｂ：５．０％以下および／またはＷ：５．０％以下を含む、上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
【発明の効果】
【００１６】
本発明により、既存のＮＣＦ６２５、ＮＣＦ７１８などのＮｉ基合金より安価で、且つＳＵＨ６６０などの析出強化型耐熱ステンレス鋼より高温での高い硬さを有するオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することができる。このオーステナイト系ステンレス鋼板は、耐熱部品用材料に適している。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１は、鋼板を固溶化熱処理後、６０％の冷間圧延を施した後、７００℃で４００時間時効後のＦＥ−ＳＥＭ写真であり、（ａ）はＳＵＨ６６０に相当し、特許文献２の実施例中の発明鋼２と類似した比較鋼であり、（ｂ）は本発明鋼の一つである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明を詳述する。なお、以下では、「質量％」を単に「％」と記載する。
【００１９】
１．化学組成
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、安価に鋼板強度を上げられる元素であるため、０．０１％以上含有させる。ただし、多量に含有すると、溶製時に粗大なＴｉＣとなり、製品の延性を著しく抑制するのに加え、強化析出物であるＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の析出を抑制するため、上限は０．１０％とする。好ましい下限は、０．０２％である。好ましい上限は、０．０８％であり、より好ましくは、０．０４％以下である。
【００２０】
Ｓｉ：０．０２〜３．０％
Ｓｉは、溶製時の脱酸材として使用され、鋼の強化にも寄与する。しかしながら、Ｓｉ含有量が過度に多くなると、オーステナイト相を不安定化させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２〜３．０％とする。好ましい下限は、０．１％である。好ましい上限は、２．２％であり、より好ましいのは１．８％であり、さらに好ましいのは１．０％である。
【００２１】
Ｍｎ：０．０２〜２．０％
Ｍｎは熱間加工時の脆性破壊防止と鋼の強化に寄与する。しかしながら、多量に含有すると、高温での耐酸化性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．０２〜２．０％とする。好ましい下限は０．１％である。好ましい上限は、１．５％であり、より好ましいのは、１．０％である。
【００２２】
Ｎｉ：２０．０〜３０．０％
Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、室温でオーステナイト相を安定して得るために不可欠な元素である。また、高温使用時、使用後の高強度化に寄与するＮｉ３（Ａｌ,Ｔｉ）を形成するために不可欠な元素である。そこで下限値を２０．０％とする。しかしながら、Ｎｉ含有量が多すぎると、コストの大幅な上昇を招く。よって、上限値は３０．０％とする。好ましい下限は、２０．５％であり、より好ましい下限は２２．０％である。好ましいのは、２８．１％であり、より好ましいのは２７．０％である。
【００２３】
Ｃｒ：１４．０〜２５．０％
Ｃｒはステンレス鋼の基本元素であり、鋼材表面に金属酸化物層を形成し、耐食性を高める作用を有する。しかしながら、含有量が多すぎると、ＦｅＣｒを基本組成とするσ相が多量に生成し、製品を著しく脆化させる。よってＣｒ含有量は、１４．０〜２５．０％とする。好ましい下限は１４．５％である。好ましい上限は２２．２％であり、より好ましいのは２０．０％である。
【００２４】
Ｍｏ：１．０〜４．０％
Ｍｏは材料の高温強度を向上させる。しかしながら、Ｍｏは非常に高価な元素であり、含有量が過度に多くなると、コストの上昇にもつながる。よって、Ｍｏ含有量は、１．０〜４．０％とする。好ましい下限は、２．０％以上である。好ましい上限は、３．２％である。
【００２５】
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕ含有量が適量であると冷間加工性を向上させる効果があるが、多量に含有すると、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｃｕ含有量は０．０１〜２．０％とする。好ましい下限は、０．０５％であり、より好ましいのは０．１％である。好ましい上限は、１．２％であり、より好ましいのは１．０％である。
【００２６】
Ｃｏ：０．０１〜０．５％
Ｃｏは母相に固溶して高温強度を高める効果がある。Ｃｏ含有量は０．０１％以上とする。しかし、高価な元素であるため、多量に含有すると素材のコストが上昇するため、上限は０．５％とする。好ましい下限は、０．１０％である。好ましい上限は、０．３０％であり、より好ましいのは０．２０％である。
【００２７】
Ｖ：０．１〜１．０％
Ｖは微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を生成し、高温強度の上昇に有効な元素である。従って、Ｖ含有量は０．１％以上とする。しかし、Ｖ含有量が多くなりすぎると、溶製時、溶体化処理時に未固溶の粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を生成し、製品の延性などを顕著に劣化させるため、上限は１．０％とする。好ましい下限は、０．２％以上である。好ましい上限は、０．５％であり、より好ましいのは０．３％である。
【００２８】
Ｂ：０．００１〜０．０１％
Ｂは、その含有量が適量であると結晶粒界を強化し、高温強度に寄与するが、多量に含有すると熱間加工性を著しく劣化させる。したがって、Ｂ含有量は、０．００１〜０．０１％とする。好ましい下限は、０．００３％であり、より好ましいのは０．００６％である。好ましい上限は、０．０１％であり、より好ましいのは０．００７％である。
【００２９】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、多量に含有すると、溶製時にＴｉ、Ａｌと結びついて粗大なＴｉＮ、ＡｌＮが生成する。その結果、時効時のＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の生成量が減少する。よって、Ｎは０．０２％以下とする。好ましい下限は、０．００１％であり、より好ましいのは０．００５％である。好ましい上限は、０．０１２％である。
【００３０】
Ｔｉ：２．０〜５．０％
Ｔｉは、高温使用時、使用後の高強度化に寄与するＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）を形成するために不可欠な元素である。従って、Ｔｉ含有量は２．０％以上とする。Ｔｉ含有量が多くなりすぎると、溶製時に介在物が多くなり、製品の延性などを著しく劣化させるため、上限は５.０％とする。好ましい下限は、２．０％であり、より好ましいのは３．０％であり、更に好ましいのは４．０％である。好ましい上限は、４．５％であり、より好ましいのは４．１％である。
【００３１】
Ａｌ：０．００２〜５．０％
Ａｌは、高温使用時、使用後の高強度化に寄与するＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）を形成するために不可欠な元素である。従って、Ａｌ含有量は０．００２％以上とする。Ａｌ含有量が多くなりすぎると、溶製時に介在物が多くなり、製品の延性などを著しく劣化させるため、上限は５.０％とする。好ましい下限は、０．１％であり、より好ましいのは１，０％である。好ましい上限は、４．０％である。
【００３２】
Ｔｉ＋Ａｌ：３．３〜６．０％
Ａｌ、Ｔｉともに高強度化に寄与するＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）を形成するのに不可欠な元素であり、両元素の合計含有量を３．３％以上とする。ただし、両元素を多量に含有すると、溶製時に粗大な窒化物などを形成し、熱間加工性が著しく劣化する。したがって、合計含有量の上限は６．０％とする。好ましい下限は、３．５％であり、より好ましいのは３．９％であり、更に好ましいのは４．０％である。好ましい上限は、５．９％である。
【００３３】
Ｎｂ：０〜５．０％
Ｎｂは微細な炭化物、窒化物、炭窒化物、またはＬａｖｅｓ相を生成し、高温強度の上昇に有効な元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が多くなりすぎると、熱間加工性を低下させることがある。また、再結晶を抑制して、焼鈍後に未再結晶部が多量に残存することもある。さらに、素材のコストアップになる。よって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を５．０％以下とする。上記の効果を発揮させるためには、その含有量を０．１％以上とするのが好ましい。より好ましい下限は０．５％であり、さらに好ましいのは１．０％である。好ましい上限は、４．０％であり、より好ましいのは３．９３％である。
【００３４】
Ｗ：０〜５．０％
ＷはＮｂと同様にＬａｖｅｓ相を生成し、高温強度の上昇に有効な元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｗ含有量が多くなりすぎると、材料が脆化することがある。また、素材のコストアップになる。よって、Ｗを含有させる場合には、その含有量を５．０％以下とする。上記の効果を発揮させるためには、その含有量を１．０％以上とするのが好ましい。より好ましい下限は１．１０％である。好ましい上限は、４．０％である。
【００３５】
残部：Ｆｅおよび不純物
上記以外の残部はＦｅおよび不純物である。ステンレス鋼の製造では、リサイクル推進の観点から、スクラップ原料を使用することが多い。このため、ステンレス鋼には、種々の不純物元素が不可避的に混入する。このため、不純物元素の含有量を一義的に定めることは困難である。したがって、本発明における不純物とは、本発明の作用効果を阻害しない量で含有される元素を意味する。このような不純物としては、たとえばＰ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下が挙げられる。
【００３６】
２．ビッカース硬度ＨＶ：３００以上
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板は、ビッカース硬度ＨＶが３００以上である。本発明では、前述のような化学組成を有する鋼に対して、後述するように、固溶化熱処理後に冷間圧延を施すことで、加工硬化による素材の高強度化、結晶粒内への多数の転位の導入、結晶粒内の析出サイトの増加のように、鋼の組織を変化させている。このため、高温での使用中に微細なγ’が多量に析出し、硬さを維持することができる。本発明の鋼板は、このような組織を有することから、使用前でのビッカース硬度ＨＶが３００以上を示すことになる。使用後の初期から優れた特性を得るため、使用前の硬度ＨＶは３４０以上であることが好ましい。
【００３７】
３．Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の数密度：０〜５．０／μｍ２
前述の通り、自動車排気系ガスケットなどの高温で使用される用途では、使用中のＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の析出により鋼板が高強度化される。このため、素材の段階、つまり使用前では、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）をできる限り固溶させることが必要となる。具体的には、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の数密度を０〜５．０／μｍ２とする。したがって、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）は含有しなくてもよい任意の金属間化合物である。Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）の粒径や形状は、鋼材が高強度化されるのであれば特に限定されないが、粒径が１０〜５０ｎｍである略球形状であることが好ましい。数密度の測定方法は、走査型電子顕微鏡で１００００〜３００００倍で観察し、１０μｍ×５μｍの範囲を１０箇所以上観察し、全析出物数を観察面積で除することで求める。測定範囲が前述より狭い場合には数密度にばらつきが生じることがある。またＳＥＭで観察できる析出物のサイズは約１０ｎｍ以上である。
【００３８】
４．高温での使用後の鋼板の組織：γ’（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ））の数密度が５０／μｍ２以上、ビッカース硬さＨＶ：４００以上
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板は、前述の化学組成を有する鋼を固溶加熱処理後に所定の圧化率で冷間圧延を行うため、７００℃、４００時間の時効処理後に、γ’の数密度が５０／μｍ２以上となる。このように析出強化された鋼板は、ビッカース硬さＨＶが４００以上を示す。
【００３９】
５．製造方法
本発明では、転炉や電気炉で前述の化学組成を有する溶鋼を溶解した後、鋳型に鋳込んで形成された鋳塊を溶製する。この鋳塊を切削加工、熱間鍛造により熱間圧延が可能な形状に加工する。加工後、熱間圧延、焼鈍、脱スケールを行い、冷間圧延と焼鈍を繰り返して、所望の鋼板を得ることができる。熱間圧延前の加熱温度が低すぎると熱間変形抵抗が高くなるため１０４０℃以上とする。熱間圧延前の加熱温度が高いと熱間変形時の割れが顕著になるため、１１６０℃以下とする。
【００４０】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板は、析出強化を活用して高強度化させるため、固溶化熱処理では製造時に析出した化合物を固溶させ、高温での使用中に微細な金属間化合物を析出させることが重要である。例えば、特許文献２に記載の実施例では、９００℃で１時間の溶体化処理を行うことが記載されている。しかし、本発明における化学組成では、前工程で生成した析出物を固溶させるため、９３０℃以上で固溶化熱処理を行うことが望ましい。本発明のように合金元素を多量に含むγ系ステンレス鋼の場合、固溶化熱処理温度が高すぎると結晶粒界が溶融し、Ｓ、Ｐなどの不純物元素が結晶粒界に偏析し、その後の冷間圧延で耳割れなどが発生する場合がある。したがって、固溶化熱処理温度は、上限値は特に限定されないが、１０４０℃以下とすればよい。
【００４１】
ＳＵＨ６６０などの析出強化型ステンレス鋼は、固溶化熱処理後７３０℃前後で、１６時間の時効処理が施されるのが一般的である。また、特許文献２に記載の発明では、溶体化処理後、７０５℃で１６時間時効処理後、次いで６５０℃で１６時間時効処理を行っている。一方、本発明では、前述のような化学組成を有する鋼板に対して固溶化熱処理後に金属間化合物を析出させることなく冷間圧延を施すことで、加工硬化により素材の高強度化を図ると共に、結晶粒内に多数の転位を導入することで、結晶粒内の析出サイトを増やし、高温での使用中に析出物を多量に析出させることができる。そのため、固溶化熱処理後に３０％以上の圧下率で冷間圧延を施すことが望ましい。
【実施例】
【００４２】
供試材の化学組成を表１に示した。各成分のうち本発明範囲外のものは、数字に下線を引いた。表１中のＡ〜Ｍは本発明の規定を満たす組成、Ｎ〜Ｗは規定を満たさない比較用の組成である。【００４３】
【表１】
0005988008.tif 000002
【００４４】
表１のＡ〜Ｗの組成を有する小型鋳塊を溶製し、切削加工、熱間鍛造、熱間圧延、焼鈍、脱スケール後、冷間圧延と焼鈍を繰り返した。これを固溶化熱処理した後、仕上げの冷間圧延を施した。最終板厚はいずれも０．２ｍｍとなるように調整した。【００４５】
板厚方向平行断面の板厚中心の硬さをビッカース硬度計を用いて荷重１００ｇｆで測定した。また、ＦＥ−ＳＥＭを用いて撮影したミクロ写真から、γ’の数密度を測定した。さらに、耐熱材としての適用可否の指標となる、７００℃、４００時間時効後の硬さ、γ’の数密度も前述と同様の方法で測定した。結果を表１に示す。【００４６】
表１の鋼板１〜１７は、本発明の規定を満たし、７００℃、４００時間時効後のγ’の数密度が５０／μｍ２以上あり、硬さがＨＶ４００を超える。鋼板１、７、８の比較により、適度なＮｂ含有量が時効後の硬さに有効に作用することが分かる。また、鋼板１、１１、１２の比較により、適度なＷ含有量が時効後の硬さに有効に作用することが分かる。【００４７】
一方、鋼板１８〜２９は、ＨＶ４００に未達の比較用の鋼板である。鋼板１８、２１、２２、２３、２５、２６はＮｉ、Ｔｉ、Ａｌ量が少なく、強化に寄与するγ’が十分に析出しなかったため、時効後の硬さが低い。【００４８】
なお、鋼板２６は既存のＳＵＨ６６０に相当し、特許文献２の実施例中の発明鋼２と類似する材料である。【００４９】
鋼板１９は、Ｃｒ量が多く、時効処理時に脆化層であるσ相(Ｆｅ、Ｃｒを主体とする金属間化合物)が多量に析出したため、著しく脆化し、硬さも満足しなかった。【００５０】
鋼板２０はＭｏ量が少なく、基地の硬さが小さく、時効後の硬さもＨＶ４００を満たさない。【００５１】
鋼板２４は、Ｔｉ、Ａｌ含有量が多く、熱間鍛造で多くの割れが発生したため、鋼板の製造ができなかった。【００５２】
鋼板２７は、Ｎ量が多く、製造時に粗大なＴｉＮ、ＡｌＮを多量に生成し、狙いとしたγ’量が少なく、時効後の硬さが小さかった。【００５３】
鋼板２８は、本発明の規定を満足する化学組成だが、固溶化熱処理温度が低く、製造時に生成した析出物が固溶せず、使用前のγ’の数密度が本発明の規定をはずれる。本鋼板は、７００℃、４００時間時効後のγ’量が少なく、硬さがＨＶ４００に達しない。【００５４】
鋼板２９も、本発明の規定を満足する化学組成だが、固溶化熱処理後の冷間圧延の圧下率が小さいため、強化に寄与する化合物の析出が不足し、時効後の硬さがＨＶ４００を満たさない。【００５５】
鋼板３０、３１は、本発明の規定を満足する化学組成だが、固溶化熱処理温度が高かったため、その後の冷延で顕著な耳割れが発生し、狙いとした厚さ０．２ｍｍの試験片をつくることができず、評価もできなかった。【００５６】
本実施例は、自動車の排気系耐熱ガスケット部材としての使用を想定して説明したものであるが、本発明は上記実施の形態に限定されるものではなく、工業設備の板ばね、皿ばね、シール部品、自動車のエキゾーストマニホールド、触媒コンバータ，EGRクーラーならびにターボチャージャー等の耐熱ガスケット、航空機のジョイント部品等、高温でのばね性、シール性が要求される用途では、本発明の思想を逸脱しない範囲で使用が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００５７】
本発明により、既存のＮＣＦ６２５、ＮＣＦ７１８などのＮｉ基合金より安価で、且つＳＵＨ６６０などの析出強化型耐熱ステンレス鋼より高温での高い硬さを有するオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することができる。このオーステナイト系ステンレス鋼板は、耐熱部品用材料に適している。
【図１】
0005988008.tif 000003