(57)【要約】【課題】耐熱性および初期強度に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ及びＭｇを所定量含有し、残部が鉄及び不純物である組成を有し、＜１００＞方向における（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の平均濃度振幅が３．７ａｔ％以上、３０．０ａｔ％以下であり、初期硬度が４４０Ｈｖ０．５超であり、７００℃、４００時間保持後の硬度が４４０Ｈｖ０．５超であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板を採用する。【選択図】図１
2018070902.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００２〜０．１００％、
Ｓｉ：０．０２〜３．００％、
Ｍｎ：０．０２〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％未満、
Ｓ：０．０１００％未満、
Ｃｒ：１２．０〜３０．０％、
Ｎｉ：３０．０％超〜５０．０％未満、
Ｎ：０．０００５〜０．０２００％、
Ａｌ：０．００２〜５．０００％、
Ｔｉ：３．０％超〜７．５％未満、
Ｎｂ：０．５％超〜４．０％未満、
Ｍｏ：０．０２〜４．００％、
Ｂ：０〜０．０１０％、
Ｃａ：０〜０．００２％及び
Ｍｇ：０〜０．００２％
を含有し、残部が鉄及び不純物である組成を有し、＜１００＞方向における（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の平均濃度振幅が３．７ａｔ％以上、３０．０ａｔ％以下であり、初期硬度が４４０Ｈｖ０．５超であり、７００℃、４００時間保持後の硬度が４３０Ｈｖ０．５超であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、到達温度が９５０〜１２５０℃の熱処理の後、下記工程（ａ）の後に下記工程（ｂ）を順に実施することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
・工程（ａ）：圧延率３５〜６５％の冷間圧延を施す。
・工程（ｂ）：６７０〜７５０℃の範囲において、下記式（１）で規定されるＦ値が下記式（２）を満たす短時間熱処理を施す。
Ｆ＝１０，０００，０００×√｛ｔ×ｅｘｐ（−３０，０００／Ｔ）｝  ・・・  （１）
１３．５＜Ｆ＜５４．１  ・・・  （２）
なお、式（１）中のｔは熱処理時間（秒）、Ｔは熱処理温度（Ｋ）を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温で使用される部材に使用するオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の排気系部品のシール材として用いられるガスケットには高い強度が求められる。ステンレス鋼のような金属製ガスケットは、厚さ０．１〜０．３ｍｍ程度の薄板を加工して得られる。近年、燃費効率の向上、ターボチャージャーの普及等により、排気ガス温度は約７００℃程度まで高温化している。そのため、エンジンとターボチャージャーとの連結部に用いられるターボガスケットには、Ｉｎｃｏｎｅｌ７１８等のＮｉ基合金が使用される場合がある。しかし、Ｎｉ基合金は耐熱性に優れるものの、Ｎｉを５０％超含有しているために合金コストが高いという問題があり、より安価なターボガスケット用耐熱合金が望まれている。
【０００３】
一方、従来からエンジンとエキゾーストマニフォールドとの連結部に用いられるエキマニガスケットには、ＳＵＳ３０１等のオーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。ＳＵＳ３０１は加工誘起マルテンサイトを活用して高強度化を図る材料であるが、５００℃以上の高温にさらされた場合、材料強度の軟化代が大きい。また、ステンレス鋼において耐熱性が特に優れる材料としては、Ｎｉ、Ｔｉ、Ａｌを含有する金属間化合物による析出強化を利用したＳＵＨ６６０が知られている。ＳＵＨ６６０はＳＵＳ３０１に比べて高温における強度は高い。しかし、Ｎｉ基合金が使用されているような７００℃近傍の温度で長時間使用された場合、強度の低下、いわゆる「へたり」が生じるという問題があった。
【０００４】
上記のような背景のもとＳＵＨ６６０に比べて耐熱性を高めた鋼種（合金）については、これまでにいくつか検討されている。特許文献１にはＴｉとＡｌの比を規定することにより、金属間化合物を制御し、耐熱性を高めたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、特許文献１の技術を含めた従来の耐熱ステンレス鋼板は高温環境下で使用することによって金属間化合物を析出し、強度が増強されて耐熱性が付与されるものであった。そのため初期硬度が低く、使用時の板厚を一定以上に確保することが必要であるため軽量化に制限があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平４−４８０５１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
以上のように、金属間化合物を析出させて耐熱性を有するステンレス鋼板において、初期は析出物が存在しないため強度が高いものは存在していなかった。このような背景のもと、本発明は、耐熱性と初期強度に優れるオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法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】
【０００７】
本発明者らは上記課題を解決するために、７００℃付近の高温下で使用する前に短時間の熱処理を行うことで、初期強度が大きく上昇することを明らかにした。発明者らは、上記の着想に基づき、材料の化学組成と初期強度と高温保持後の硬度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。
【０００８】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．００２〜０．１００％、
Ｓｉ：０．０２〜３．００％、
Ｍｎ：０．０２〜２．００％、
Ｐ：０．０５０％未満、
Ｓ：０．０１００％未満、
Ｃｒ：１２．０〜３０．０％、
Ｎｉ：３０．０％超〜５０．０％未満、
Ｎ：０．０００５〜０．０２００％、
Ａｌ：０．００２〜５．０００％、
Ｔｉ：３．０％超〜７．５％未満、
Ｎｂ：０．５％超〜４．０％未満、
Ｍｏ：０．０２〜４．００％、
Ｂ：０〜０．０１０％、
Ｃａ：０〜０．００２％及び
Ｍｇ：０〜０．００２％
を含有し、残部が鉄及び不純物である組成を有し、＜１００＞方向における（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の平均濃度振幅が３．７ａｔ％以上、３０．０ａｔ％以下であり、初期硬度が４４０Ｈｖ０．５超であり、７００℃、４００時間保持後の硬度が４３０Ｈｖ０．５超であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板。
（２）  上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、到達温度が９５０〜１２５０℃の熱処理の後、下記工程（ａ）の後に下記工程（ｂ）を順に実施することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
・工程（ａ）：圧延率３５〜６５％の冷間圧延を施す。
・工程（ｂ）：６７０〜７５０℃の範囲において、下記式（１）で規定されるＦ値が下記式（２）を満たす短時間熱処理を施す。
Ｆ＝１０，０００，０００×√｛ｔ×ｅｘｐ（−３０，０００／Ｔ）｝  ・・・  （１）
１３．５＜Ｆ＜５４．１  ・・・  （２）
なお、式（１）中のｔは熱処理時間（秒）、Ｔは熱処理温度（Ｋ）を表す。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、耐熱性および初期強度に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】アトムプローブ法で測定した本発明例のオーステナイト系ステンレス鋼板における、＜１００＞方向の（Ｎｉ＋Ｔｉ）濃度のライン分析結果の一例。
【図２】アトムプローブ法で測定した比較例のオーステナイト系ステンレス鋼板における、＜１００＞方向の（Ｎｉ＋Ｔｉ）濃度のライン分析結果の一例。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
以下に、本発明について説明する。
まず本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板（以下、単に鋼板と記載する場合がある）の成分元素、合金元素の濃度変調および製造条件の限定理由を述べる。なお、組成についての％の表記は、特に断りがない限り質量％を意味する。
【００１２】
＜成分元素＞
＜Ｃ：０．００２〜０．１００％＞
Ｃは、炭化物を生成し強化相としてはたらく。Ｃ量を過度に低減することは製鋼段階でのコスト増加を招くため、その下限値は０．００２％以上とする。なお、安定的な製造性の観点からは０．００５％以上とすることが好ましい。また、多量に添加されると加工性の劣化及びＣｒ炭化物析出による鋭敏化（脆化）を招く。このため上限は０．１００％以下とする。加工度の高い成形を行う場合には上限を０．０３０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
【００１３】
＜Ｓｉ：０．０２〜３．００％＞
Ｓｉは、脱酸元素として活用する場合や、耐酸化性の向上のために積極的に添加する場合があるが、過度な低減はコスト増加を招くため、その下限を０．０２％以上とする。なお、脱酸の観点から、０．０５％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉの多量の添加は材質の硬質化による加工性低下を招くため、上限は３．００％以下とするのがよい。なお、加工度が厳しい場合は上限を１．００％以下とすることが好ましい。
【００１４】
＜Ｍｎ：０．０２〜２．００％＞
ＭｎもＳｉ同様、脱酸元素として活用する場合があるが、Ｍｎの過度な低減はコストの増加を招くためその下限を０．０２％以上とする。なお、精錬コストの点からは、下限を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎの多量の添加は、高温での耐酸化性の劣化および材質の硬質化による加工性低下を招くため、上限を２．００％以下とするのがよい。耐酸化性および製造の安定性の観点から１．５０％以下とすることが好ましい。
【００１５】
＜Ｐ：０．０５０％未満＞
Ｐは、不純物である。Ｐは原料から不純物元素として混入する場合があるが、その含有量は少ないほど良い。Ｐが多量に存在すると加工性の劣化を招くため、不純物ではあるが上限を０．０５０％未満に制限する。なお、加工性劣化の抑制の観点から、０．０３５％以下とすることが好ましい。一方、Ｐ量の下限は特に決める必要はないが、過度の低減は原料及び製鋼コストの増大に繋がるため、この点からは０．００５％以上を下限としてもよく、さらには０．０１０％以上としてもよい。
【００１６】
＜Ｓ：０．０１００％未満＞
Ｓは、不純物であり、原料から不純物元素として混入する場合がある。Ｓは、熱間加工性及び耐食性を劣化させる元素でありその含有量は少ないほど良いため、上限を０．０１００％未満に制限する。また、Ｓの含有量が低いほど耐食性は良好であるため、好ましい上限は０．００３０％未満であり、更に好ましくは０．００１０％未満である。一方、Ｓの過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００２％以上としてもよい。
【００１７】
＜Ｃｒ：１２．０〜３０．０％＞
Ｃｒは、耐食性、耐熱性を確保する上で極めて重要な元素である。この効果を得るためには、Ｃｒを１２．０％以上含有することが必要である。なお、耐食性及び耐熱性確保の観点から、１４．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒの多量の添加は製造時の靭性劣化を招くため、上限は３０．０％以下とする。なお、製造の安定性を考慮した場合は２８．０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは２６．５％以下である。
【００１８】
＜Ｎｉ：３０．０％超〜５０．０％未満＞
Ｎｉは、析出強化相である金属間化合物を生成し耐食性、耐熱性を確保する上で極めて重要な元素である。加えて、後述するＴｉ、Ｎｂとの組み合わせで添加する際には薄板の加工性に大きな影響を及ぼす。Ｎｉ量が少ない場合には加工割れが発生するため、３０．０％超の添加が必要である、そのため、Ｎｉ量の下限を３０．０％超とする。なお、製造の安定性及び耐熱性確保の観点から、下限を３７．５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉの多量の添加は合金コストの増加を招くことに加え、薄板の加工性を低下させるため、上限を５０．０％未満とする。なお、製造の安定性（熱間加工割れ防止）を考慮した場合は４６．０％以下とすることが好ましい。
【００１９】
＜Ｎ：０．０００５〜０．０２００％＞
Ｎは、窒化物の生成により加工性を低下する場合があるため、その含有量は低い方が好ましい。そのため、Ｎの上限を０．０２００％以下とする。加工度の厳しい場合は０．０１００％未満とすることが望ましい。ただし、Ｎを過度に低減することは製鋼段階でのコスト増加を招くため、その下限値は０．０００５％以上とする。なお、製造の安定性の観点からは０．００１０％以上とすることが好ましい。
【００２０】
＜Ａｌ：０．００２〜５．０００％＞
Ａｌは、金属間化合物を構成する元素であり、耐熱性向上に寄与するため０．００２％以上添加する。脱酸元素としても活用するため下限を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌの多量の添加は製造時の熱間加工性を劣化させることに加えて、強化相とならない析出物を生成するため、Ａｌ量の上限を５．０００％以下とする。製造の安定性の観点から、上限を３．５００％未満とすることが望ましい。
【００２１】
＜Ｔｉ：３．０％超〜７．５％未満、＞
Ｔｉは強化相である金属間化合物Ｎｉ３Ｔｉを構成する元素であり、本願発明においてはＮｂと組み合わせて添加することにより高い耐熱性を確保する。７００℃での使用に耐えうる耐熱性を確保するためには３．０％超の添加が必要であり、これを下限とする。好ましい下限は３．５％以上である。一方、Ｔｉの多量の添加は熱間加工性の低下及び薄板製造後の成形加工性を低下させるため、上限を７．５％未満とする。製造の安定性を考慮すると５．５％未満が好ましい。
【００２２】
＜Ｎｂ：０．５％超〜４．０％未満＞
Ｎｂは耐熱性向上に有効な元素であるため、０．５％超添加する。本願発明においてはＴｉとの複合添加により、耐熱性を極めて高める効果がある。特に高温環境で使用後のへたりを抑制する効果が大きい。Ｎｂの添加量が多いほど耐熱性は向上するため、１．５％以上添加することが望ましい。一方、Ｎｂの多量の添加は熱間圧延時及び冷間圧延時に割れを発生させ、引張破断伸びを低下させるため上限を４．０％未満とする。製造時の歩留まりを考慮すると３．０％未満が望ましい。
【００２３】
＜Ｍｏ：０．０２〜４．００％＞
Ｍｏは耐熱性向上に有効にはたらく。これは、高温で母相が強化されることに加えて析出相を高強度化するためだと考えられる。Ｍｏを０．０２％以上添加することにより、その効果が表れるため、これを下限とした。広い温度範囲での強化を目的とする場合には０．５０％以上添加することが好ましい。また、Ｍｏの多量の添加は製造時の割れを誘発するため、上限を４．００％以下とする。好ましくは３．００％以下である。
【００２４】
＜Ｂ：０〜０．０１０％、Ｃａ：０〜０．００２％、Ｍｇ：０〜０．００２％＞
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇは熱間加工性及び薄鋼板の成形性向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加するとよい。したがって、これらの元素は添加しても添加しなくてもよく、それぞれの含有量の下限は０％以上である。しかし、これらの元素の多量の添加は、熱間加工性を逆に低下させるばかりか、鋳造割れ、鋳造設備における溶湯ノズルのノズル詰まり等を生じやすくするため、Ｂの上限を０．０１０％以下、Ｃａ及びＭｇの上限をそれぞれ０．００２％以下とする。
【００２５】
＜濃度変調＞
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、７００℃程度の使用環境において、鋼中に金属間化合物Ｎｉ３Ｔｉが析出することで耐熱性を確保している。鋼中にＮｉ３Ｔｉが析出する前段階として、スピノーダル分解による濃度変調が発生する。この濃度変調は、７００℃程度においては数分間で起こり、主に「Ｎｉ、Ｔｉ」および「Ｆｅ、Ｃｒ」の２グループに元素が分離するように起こる。この様な濃度変調が発生すると、強度が上昇することが知られており、本発明においても、短時間の熱処理によって上述の濃度変調が発生し、強度が大きく上昇することが明らかとなった。
【００２６】
一方、従来から提案されている耐熱合金の初期組織は、各元素が均一に分布している状態であり、使用の初期において強度が十分ではなかった。そこで、本発明では、高温環境での使用よりも前に、事前に短時間熱処理を行うことにより、初期強度を確保することを特徴としている。本発明が対象とする自動車の排気系部品に用いられるガスケット材は、数百時間の耐熱性が要求される。そのため、数分間の熱処理を事前にしても、実質的に耐熱性の寿命には影響を及ぼさない。よって、優れた耐熱性と初期強度の両立が可能となる。なお、本明細書において初期強度とは、高温環境下で使用される前の強度を意味する。
【００２７】
（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調における平均濃度振幅ついては、下記の通り規定する。濃度変調を観察するには、アトムプローブ法などによる原子スケールの元素分布解析法を用いる。図１および図２に、本発明例と比較例のオーステナイト系ステンレス鋼板の＜１００＞方向に、アトムプローブ法によってライン分析を行うことにより得られた（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の例を示す。このライン分析は、長さ（図１及び図２では距離と記載している）１００ｎｍ以上行うこととし、このライン分析の結果から＜１００＞方向における（Ｎｉ＋Ｔｉ）の平均濃度（図１及び図２における点線）が得られる。この平均濃度と、各ピークの最大値もしくは最小値との差の絶対値をそれぞれ求め、これら絶対値の平均値を（Ｎｉ＋Ｔｉ）の平均濃度振幅とする。具体的には、（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度測定点を結ぶ線（図１及び図２における実線）と、上記平均濃度とが交わる点を交点とすると、互いに隣接する交点に挟まれた各区間における最大濃度または最小濃度と平均濃度との差の絶対値をそれぞれ求め、これらの平均を平均濃度振幅とする。尚、測定部位は鋼板の極表面を除けば特に限定されない。例えば、鋼板の厚さ方向で表面から全厚みの１／４付近から採取した試料を測定に用いてもよい。
【００２８】
＜平均濃度振幅が３．７ａｔ％以上、３０．０ａｔ％以下＞
オーステナイト系ステンレス鋼の金属組織において、スピノーダル分解による濃度変調は＜１００＞方向に沿って生じる。濃度変調の周期はナノメートルのスケールである。本発明でも短時間の熱処理によって鋼中の＜１００＞方向に、（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調が１０ｎｍ程度の周期で生じている。濃度変調による強度上昇は、濃度振幅に依存することが知られているため、濃度振幅を規定する必要がある。本発明者らは種々の実験から、５ｎｍ直径の円柱状で長さ１００ｎｍ以上のライン分析における＜１００＞方向の、（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の平均濃度振幅（以下、単に濃度振幅と記載する場合がある）が３．７ａｔ％以上であると、十分な強度上昇が起こることを見出した。そのため、（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度変調の平均濃度振幅の下限を３．７ａｔ％以上と規定した。原則的には、濃度振幅が増大すると強度も上昇するが、濃度振幅の増大とともに局所的にＮｉ３Ｔｉの析出が始まる。Ｎｉ３Ｔｉが局所的に析出すると、加工性が著しく低下するため平均濃度振幅の上限を３０．０ａｔ％以下とした。濃度変調における好ましい平均濃度振幅の範囲は、６．０〜２０．０ａｔ％である。
【００２９】
＜初期硬度が４４０Ｈｖ０．５超、７００℃、４００時間保持後の硬度が４３０Ｈｖ０．５超＞
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、高温環境下で使用される前の硬度、すなわち初期硬度は４４０Ｈｖ０．５超である。初期硬度が４４０Ｈｖ０．５超であれば、初期強度に優れるので、これを初期硬度の下限とした。また、高温環境下で使用された後の硬度、具体的には７００℃、４００時間保持後の硬度は、４３０Ｈｖ０．５超である。７００℃、４００時間保持後の硬度が４３０Ｈｖ０．５超であれば、耐熱性に優れるので、これを７００℃、４００時間保持後の硬度の下限とした。なお、「Ｈｖ０．５」は、荷重５００ｇｆのビッカース硬度である。
【００３０】
＜製造方法＞
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法は、化学成分を調整した鋼を鋳造した後、熱間圧延を行い、必要に応じて酸洗を行う。さらに、冷間圧延および焼鈍を１回以上行ってもよい。次いで、９５０〜１２５０℃での熱処理を行い、下記工程（ａ）の後に（ｂ）を順に実施する。以下、９５０〜１２５０℃での熱処理、工程（ａ）および工程（ｂ）について詳細に説明する。
【００３１】
＜到達温度が９５０℃以上１２５０℃以下の熱処理＞
この熱処理は、それ以前の圧延により歪が導入した組織を再結晶組織とすることに加えて、析出強化に寄与する金属間化合物の大半を一旦固溶させることが目的である。到達温度が９５０℃未満であると、金属間化合物が固溶せずに多量に残存し、冷間圧延時に割れが生じたり、冷間圧延後の延性（破断伸び）が低下してガスケット形状に成形加工することができなくなるため、下限を９５０℃以上とする。操業安定性を考慮した場合は９８０℃以上とすることが好ましい。一方、到達温度が高すぎると結晶粒径が粗大化し、その後の冷間圧延によっても十分な硬度が得られないため、上限を１２５０℃以下とする。材質安定化のためには１０５０℃未満が好ましい。熱処理の到達温度における保持時間に特に制限はないが、材質安定化のために保持時間を３００ｓ程度までにしても良い。
【００３２】
また、前述の熱処理の後の冷却速度が遅い場合、冷却途中に金属間化合物が不均一に析出して、耐熱性が低下する。特に析出が起こりやすい９００℃から６００℃の温度域における平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とすると望ましい。平均冷却速度とは、９００℃と６００℃の温度差（３００℃）を、９００℃から６００℃に達するまでの時間で除した値である。平均冷却速度の上限値は特に決める必要はないが、現状の設備能力を考慮すると、２００℃／ｓを超える平均冷却速度を実現するには特殊な冷却装置（機能）が必要と考えられるため、上限値を２００℃／ｓ以下としてもよい。冷却の方法は空気、Ａｒ等の気体やミスト、水などの吹き付けのいずれの方法でも良い。
【００３３】
＜下記工程（ａ）の後に下記工程（ｂ）を順に施すこと＞
上記熱処理後、下記工程（ａ）の後に下記工程（ｂ）を順に行う。なお、各工程は１回ずつ行う。
・工程（ａ）：圧延率３５〜６５％の冷間圧延を施す。
・工程（ｂ）：６７０〜７５０℃の温度範囲において、下記式（１）で規定するＦ値が下記式（２）を満たす短時間熱処理を施す。
Ｆ＝１０，０００，０００×√｛ｔ×ｅｘｐ（−３０，０００／Ｔ）｝  ・・・  （１）
１３．５＜Ｆ＜５４．１  ・・・  （２）
なお、上記式（１）中のｔは熱処理時間（秒）、Ｔは熱処理温度（Ｋ）を表す。
【００３４】
・工程（ａ）：圧延率３５〜６５％の冷間圧延を施す。
冷間圧延は、鋼中の転位密度を増加させて材料の高強度化の為に必要である。冷間圧延率（以下、単に圧延率と記載する場合がある）が３５％未満では強度が低く、鋼板をガスケットに加工した際のシール性が劣る。また冷間圧延率が６５％を超える場合、冷間圧延時に割れが発生しやすく、冷間圧延後の延性が不足する。したがって、冷間圧延率を３５〜６５％とする。好ましい冷間圧延時の圧延率は５０％〜６０％である。
【００３５】
・工程（ｂ）：６７０〜７５０℃の範囲において、下記式（１）に規定するＦ値が下記式（２）満たす短時間熱処理を施す。なお、ｔは熱処理時間（秒）、Ｔは熱処理温度（Ｋ）表す。
Ｆ＝１０，０００，０００×√｛ｔ×ｅｘｐ（−３００００／Ｔ）｝  ・・・  （１）
条件：１３．５＜Ｆ＜５４．１  ・・・  （２）
この熱処理により、スピノーダル分解による濃度変調を起こす。製造コストの観点から、短時間で熱処理を完了させるため、温度を６７０℃以上とした。熱処理をより短時間で行う場合は、７００℃以上とするとよい。また、熱処理温度を高温にしすぎるとスピノーダル分解が急速に進行し、制御が困難となるため上限を７５０℃以下とした。製造の安定性を考慮すると７２０℃以下が好ましい。保持時間については、低温では長時間、高温では短時間となるが、温度と時間に依存するＦ値で規定する。なお、Ｆ値は上記式（１）で表され、上記式（２）を満足する必要がある。Ｆ値が１３．５以下だと濃度振幅が小さく、強度上昇が足りない。そのため、Ｆ値の下限を１３．５超とした。一方、Ｆ値が大きいと濃度振幅が上昇し過ぎてＮｉ３Ｔｉが析出する恐れがあるため、上限を５４．１未満とした。また、熱処理後の冷却方法は特に制限を設けないが、濃度変調の不必要な進行を抑えるため、空気、Ａｒ等の気体やミスト、水などの吹き付けのいずれかによる冷却が施されるのが望ましい。
【実施例】
【００３６】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。まず、表１に示す化学組成（ｍａｓｓ％）を有する鋼Ａを溶製した。次に、得られた鋼塊を、鍛造、熱間圧延により板厚４．０ｍｍの熱延板とした。この熱延板に対して冷間圧延および焼鈍を行い、９５０〜１２５０℃の熱処理を施した後、冷間圧延（工程（ａ））および短時間熱処理（工程（ｂ））を施し、板厚０．２０〜１．００ｍｍの鋼板（鋼ａ〜ａｄ）を作製した。このようにして製造した鋼板の耐熱性を評価するため、これらの鋼板を７００℃で４００時間保持した。
【００３７】
【表１】
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【００３８】
冷間圧延および短時間熱処理を施した材料において、アトムプローブを用いて＜１００＞方向について５ｎｍ直径、長さ１００ｎｍ以上の円柱状に（Ｎｉ＋Ｔｉ）の濃度プロファイルを求め、濃度変調における（Ｎｉ＋Ｔｉ）の平均濃度振幅を測定した。なお、平均濃度振幅は上述した方法により求めた。
また、７００℃で４００時間保持の熱処理の前後において、鋼板の板厚中心部のビッカース硬度（Ｈｖ０．５）を測定し、初期強度と耐熱性を評価した。７００℃で４００時間保持の熱処理の前後における硬度については、５回測定した平均値を用いた。７００℃で４００時間保持の熱処理前に測定した硬度が４４０Ｈｖ０．５を超えた場合に、十分な初期強度を有すると判断した。また、７００℃で４００時間保持後の硬度が４３０Ｈｖ０．５を超えた場合に、十分な耐熱性を有すると判断した。
【００３９】
・冷間圧延の圧延率
表２に、９５０〜１２５０℃の熱処理後の圧延率を変化させて冷間圧延を行い、７００℃、１００秒の短時間熱処理（Ｆ＝２０．２）を施した鋼板（鋼ａ〜ａｄ）における、平均濃度振幅、初期硬度および７００℃、４００時間保持後における硬度の測定結果を示す。なお、上記冷間圧延前における熱処理の到達温度は１１００℃とした。
【００４０】
【表２】
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【００４１】
圧延率が３５〜６５％の冷間圧延及び短時間熱処理を施した鋼板（鋼ｐ、ｒ、ｔ、ｖ、ｘ、ｚ、ａｂ）では、濃度変調の濃度振幅が３．７ａｔ％以上、３０．０ａｔ％以下になっており、初期硬度が４４０Ｈｖ０．５を超え、７００℃で４００時間保持後の硬度が４３０Ｈｖ０．５を超えた。さらに、圧延率が５０〜６５％の冷間圧延及び短時間熱処理を施した鋼板（鋼ｖ、ｘ、ｚ、ａｂ）では、初期硬度４８０Ｈｖ０．５以上という高硬度が発現された。圧延率が７０％の冷間圧延及び短時間熱処理を施した鋼板（鋼ａｄ）でも高い初期硬度が発現されているが、７００℃で４００時間保持後の硬度が４３０Ｈｖ０．５以下となり、また、冷間圧延時に割れが発生することが多かった。圧延率を６５％以下にすることで安定した製造が可能であった。また、短時間熱処理を施していない鋼板（鋼ａ、ｃ、ｅ、ｇ、ｉ、ｋ、ｍ、ｏ、ｑ、ｓ、ｕ、ｗ、ｙ、ａａ、ａｃ）では濃度変調の平均濃度振幅が０ａｔ％であり、初期硬度または７００℃で４００時間保持後の硬度が合格基準値に達しなかった。また、圧延率が３５％未満の冷間圧延及び短時間熱処理を施した鋼板（鋼ｂ、ｄ、ｆ、ｈ、ｊ、ｌ、ｎ）においても、初期硬度または７００℃で４００時間保持後の硬度が合格基準値に達しなかった。
【００４２】
・短時間熱処理の時間と温度
スピノーダル分解による濃度変調を起こすための短時間熱処理の時間と温度を変化させ、濃度振幅、初期硬度および７００℃、４００時間保持した後の硬度の測定結果を表３に示す。ここでは、短時間熱処理を施す前の冷間圧延率は６０％で統一した。また、冷間圧延前における熱処理の到達温度は１１００℃とした。Ｆ値が、１３．５＜Ｆ＜５４．１を満たす鋼板（Ｎｏ．５、６、９〜１２、１５〜１８、２０〜２４、２６〜３０、３２〜５２）は平均濃度振幅が３．７ａｔ％を超え、初期硬度が４４０Ｈｖ０．５超であり、７００℃で４００時間保持後の硬度が４３０Ｈｖ０．５超を示している。Ｆ値が１３．５以下の鋼板（Ｎｏ．１〜４、７、８、１３、１４、１９、２５、３１）では、平均濃度振幅が不十分であり、初期硬度も低い。Ｆ値が５４．１以上の鋼板（Ｎｏ．５３、５４）では、冷間圧延後の延性（破断伸び）が低下し、プレス成形時などに割れが発生する場合が多かった。また、濃度振幅が３０ａｔ％超であり、局所的にＮｉ３Ｔｉが生成していた。
【００４３】
【表３】
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【００４４】
・冷間圧延前の熱処理到達温度
金属間化合物を固溶させる、冷間圧延前の熱処理における到達温度を変化させ、平均濃度振幅、初期硬度および７００℃、４００時間保持した後の硬度の測定結果を表４に示す。ここでは、冷間圧延率は６０％、短時間熱処理は７００℃、１００秒（Ｆ＝２０．２）とした。
冷間圧延前の熱処理到達温度が、９５０〜１２５０℃の鋼板（Ｎｏ．５６〜６２）では、平均濃度振幅が本発明の範囲を満たし、初期硬度および７００℃、４００時間保持後の硬度が合格基準値を満足した。
到達温度が９５０℃未満の鋼板（Ｎｏ．５５）でも、平均濃度振幅が本発明の範囲内であり、初期硬度は４４０Ｈｖ０．５以上であったが、７００℃、４００時間保持後の硬度が不十分であった。また、冷間圧延時に割れが発生する場合が多く、冷間圧延後の延性（破断伸び）が低下し、プレス成形時などに割れが発生する場合が多かった。これは、金属間化合物が一部固溶せずに残存しており、７００℃、４００時間保持の際に、Ｎｉ３Ｔｉ粒子の粗大化が早かったためと考えられる。また、到達温度１３００℃の鋼板（Ｎｏ．６３）においては、平均濃度振幅が本発明の範囲内であったが、再結晶が進行しすぎて結晶粒径が粗大化しており、初期硬度および７００℃、４００時間保持後の硬度が不十分であった。
【００４５】
【表４】
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【図１】
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【図２】
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