(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上、１８．０％以下、
Ｎｉ：６．０％以上、８．０％以下、Ｎ：０．２５％以下、
Ｎｂ：０〜０．３０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物、
から成る化学組成を有し、かつ、平均粒径５μｍ以下の再結晶粒が面積率で５０〜１００％（但し、１００％の場合を除く）と未再結晶部０〜５０％（但し、０％を除く）とからなる組織を有することを特徴とする、圧下率３０%以上の調質圧延を行って面積率４０％以上のマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織またはマルテンサイト単相組織からなる金属ガスケット用ステンレス鋼を製造するためのステンレス鋼。
【請求項２】
前記化学組成が０．１％以上、０．３０％以下のＮｂを含有する、請求項１に記載のステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１または２のいずれかに記載のステンレス鋼に、圧下率３０％以上の調質圧延を施して得られた、面積率４０％以上のマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織またはマルテンサイト単相組織からなることを特徴とする金属ガスケット用ステンレス鋼。
【請求項４】
請求項３記載の金属ガスケット用スレンレス鋼に成形加工および時効処理を行って得た、クロム窒化物が析出した面積率４０％以上のマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織またはクロム窒化物が析出したマルテンサイト単相組織からなる、Ｈｖ５００以上のステンレス鋼から構成されることを特徴とする、金属ガスケット。
【請求項５】
ゴムコーティングが施されている、請求項４に記載の金属ガスケット。
【請求項６】
ガスケットがエンジン用である、請求項５に記載の金属ガスケット。
【請求項７】
請求項３記載の金属ガスケット用ステンレス鋼を成形加工し、成形品に２００〜５００℃での時効処理およびゴムコーティングを施すことからなる、金属ガスケットの製造方法。
【請求項８】
時効処理がゴムコーティング時の３５０℃以下の温度での熱処理により達成される、請求項７記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【技術分野】
本発明は、金属ガスケット、特に自動車やオートバイ等のエンジン用金属ガスケット、及びその製造に用いるステンレス鋼と、それらの製造方法に関する。
以下では、特にエンジン用金属ガスケットを例にとり、本発明を説明するが、本発明に係る金属ガスケットはそれに制限されるものではない。
【０００２】
【背景技術】
ヘッドガスケットと呼ばれるエンジン用ガスケットは、シリンダーヘッドとシリンダーブロックとの間に装着され、燃焼ガスやエンジン冷却水やオイルの漏れを防止するためのシール部品である。
【０００３】
ヘッドガスケットとして、圧縮材を軟鋼板で包んだ構造の複合タイプガスケットも以前は使用されていたが、現在はほとんどが、実質的に金属板からなる金属ガスケットである。
【０００４】
エンジン用金属ガスケット（ヘッドガスケット）は、シール部と同じ輪郭を持ち、燃焼室（シリンダー）に対応する円形の穴をあけたステンレス鋼薄板を３枚前後重ねたものから構成される。ガスケットの穴の周囲には、ビードと呼ばれる凸部が円環状に形成されており［図３（ａ）および（ｂ）参照］、このビードの反発力による密着によって高圧の燃焼ガス等に対する密閉が確保される。ビードより外側のガスケットの全面には、薄板表面のキズ発生を防止するため、またガスケットを伝う冷却水、オイル等の漏れを防止するため、ゴムが薄くコーティングされている。ゴムをコーティングする時には、一般に３５０℃程度までの温度で数分間の熱処理が行われる。
【０００５】
従来、エンジン用金属ガスケットには、準安定オーステナイト系ステンレス鋼に属するＳＵＳ３０１系やＳＵＳ３０４系の材料が広く用いられてきた。これらの材料は、普通は強度調整を目的とした冷間圧延（調質圧延）後に使用される。こうして加工誘起マルテンサイト変態を伴う加工硬化により、比較的容易に高強度が得られるとともに、変形部での加工誘起マルテンサイト変態による硬化により、局所的変形が抑制されて材料が均一に変形する、いわゆるＴＲＩＰ効果が得られるので、これらは各種ステンレス鋼のなかでも加工性に優れることを特徴とする。
【０００６】
しかし、これらの材料においても、他の金属材料と同様に、高強度化に伴う加工性の低下は避けられない。これらの材料では、最近のエンジンの高出力化に伴って要望される更なる高強度化と、軽量化つまり小型化に伴って要望される複雑な形状に対応できる加工性とを両立することが困難である。
【０００７】
一般に、上記ステンレス鋼板は、平板の状態では、高強度化に伴って疲労強度も上昇する。しかし、従来のエンジン用金属ガスケットでは、ガスケット形状の複雑化に伴って、材料の加工性の不足により、ビード形成時にき裂（板表面での微少な割れ）、シワ等の欠陥が発生し、加工後に疲労特性が大きく低下することが認められていた。
このため、必要な加工性が確保できる（強度未達の）状態でステンレス鋼板をガスケットに加工（例、打抜きとビード成形により）した後、熱処理を施して時効硬化させ、強度を高める方法が数多く提案されている。
【０００８】
具体的には、上述のＳＵＳ３０１またはＳＵＳ３０４に対応する鋼を使用し、歪時効によりヤング率、バネ限界値等の弾性変形抵抗（バネ性）を向上させた材料またはその製造方法が特公平３−６８９３０号および７−６５１１０号各公報に提案されている。Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ等の析出強化元素を加えて硬度、強度（引張強さ）を向上させた高強度材料またはその製造方法は、特開平４−２１４８４１号および５−１１７８１３号各公報に報告されている。
【０００９】
また、主に析出強化により高強度を得るＳＵＳ６３０やＳＵＳ６３１等の析出強化型ステンレス鋼を使用することも提案されている。
しかし、歪時効はバネ性が向上してビードの反発力が増す反面、硬度や強度の上昇が小さいため、ガスケットがシリンダーヘッドとシリンダーブロック間に装着され、ボルト等により締込まれた段階で、ビードが潰されて高さが減少する、ヘタリが起こるという問題があった。
【００１０】
一方、析出強化は一般に４００〜６００℃という比較的高い温度で長時間の熱処理を必要とする。ゴムコーティングはこのような温度に耐えられないため、析出強化のための熱処理は、ガスケット加工後で、ゴムコーティング前に行わなければならない。ガスケットの製造業者がこのような高温での熱処理を実施するのは負担が大きい上、析出強化のための熱処理工程が増え、ガスケット製造工程が複雑となる。そのため、析出強化を利用して高強度化した金属ガスケットは、従来は実用化が困難であった。また、析出強化のための上記温度での長時間の熱処理は粗大な析出物を生じ易く、この粗大な析出物が疲労破壊の起点となるという難点もある。
【００１１】
本発明の目的は、工業的に有利に製造でき、最近の高性能化するエンジンに適用可能な、高強度かつ高疲労特性を備える、高性能の金属ガスケットとその製造方法を提供することである。
【００１２】
本発明の別の目的は、ガスケット加工時には優れた加工性を有し、ゴムコーティング時に実施される３００℃前後（２００〜３５０℃）の熱処理により析出強化して、析出強化のための特別な熱処理を行わずに上記の高性能金属ガスケットを製造できる、金属ガスケット用ステンレス鋼とその製造方法を提供することである。
【００１３】
【発明の開示】
本発明は、質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１６．０％以上１８．０％以下、
Ｎｉ：６．０％以上８．０％以下、Ｎ：０．２５％以下、
場合によりＮｂ：０．３０％以下、
残部Ｆｅおよび不可避不純物、
から成る化学組成を有し、かつ平均粒径５μｍ以下の再結晶粒が面積率で５０〜１００％（但し、１００％の場合を除く）と未再結晶部０〜５０％（但し、０％を除く）とからなる組織を有すること特徴とする、圧下率３０%以上の調質圧延を行って下記金属ガスケット用ステンレス鋼を製造するためのステンレス鋼である。
さらに本発明は、上記化学組成を有し、圧下率３０％以上の調質圧延を施して得られた、面積率４０％以上のマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織またはマルテンサイト単相組織からなること特徴とする、金属ガスケット用ステンレス鋼である。
【００１４】
別の面からは、本発明は、上記金属ガスケット用ステンレス鋼に成形加工および時効処理を行って得た、クロム窒化物が析出した面積率４０％以上のマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織またはクロム窒化物が析出したマルテンサイト単相組織を有する、Ｈｖ５００以上の高強度ステンレス鋼から構成されることを特徴とする、金属ガスケットである。
【００１５】
本発明において、マルテンサイト相の面積率は、Ｘ線回折での各相のピークの積分強度比により算出した値である。前記ステンレス鋼には、製造上不可避的に含有される介在物は存在していてもよい。
【００１６】
再結晶粒の粒径とその面積率は、試験片の表面または断面を光学または電子顕微鏡で観察して求めた値である。
こうして製造された、金属ガスケットの製造に有用なステンレス鋼は、加工性に優れ、複雑な形状に加工することが可能である。その上、このステンレス鋼は、その後に２００〜５００℃の温度で熱処理を施すと、クロム窒化物の析出に基づく時効硬化（即ち、析出強化）により著しく高強度化し、疲労特性も向上する。
【００１７】
この時効硬化は、金属ガスケットの製造プロセスにおけるゴムコーティング工程で行われる３５０℃程度までの温度での熱処理により達成されるため、別に時効硬化のみを目的とする熱処理を行う必要がない。そのため、ビード成形加工時の欠陥発生を抑制しながら、疲労特性に優れる高強度の金属ガスケットを、析出強化を利用しない製造プロセスと同じプロセスにより（余分な熱処理工程を必要とせずに）製造することが可能となる。
【００１８】
本発明はまた、上記ステンレス鋼または上記方法で製造されたステンレス鋼を成形加工し、成形品に２００〜５００℃での時効処理とゴムコーティングを施すことからなる、金属ガスケットの製造方法も提供する。すぐ上に述べたように、時効処理はゴムコーティング時の３５０℃以下の温度での熱処理により達成することが工業的には有利である。
【００１９】
本発明は、ＳＵＳ３０１Ｌに相当する化学組成の既存のオーステナイト系ステンレス鋼からガスケットを製造する場合、素材製造の最終段階で行う調質圧延により十分な量のマルテンサイト変態を誘起させておけば、ガスケット製造時のゴムコーティング工程で行う熱処理で対応可能な３５０℃までの温度という、従来に比べてかなり低温での時効処理によってクロム窒化物を析出させることができ、それによりＨｖ５００以上まで材料を著しく強化することができるという知見に基づく。
【００２０】
このクロム窒化物の析出は、最終焼鈍により結晶粒界密度を上昇させて析出物構成元素（Ｃｒ、Ｎ等）の拡散を容易にした場合、オーステナイト母相に比べてＮ固溶限が減少する、調質圧延により加工誘起させたマルテンサイト相において起こることが認められた。従って、本発明に係るガスケットを構成するステンレス鋼は、クロム窒化物が析出したマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織、またはクロム窒化物が析出したマルテンサイト単相組織を有する。
【００２１】
上記時効処理によりビッカース硬度（Ｈｖ）で５０以上の増大という顕著な時効硬化を得るためには、クロム窒化物が析出する相であるマルテンサイト相の量が十分に多くなければならない。具体的には、上記複相組織の場合、マルテンサイト相の量は面積率で４０％以上とする。
【００２２】
Ｈｖ５００という硬度は、冷間圧延のみで得られるステンレス鋼の硬度の上限ないしそれに近いと考えられる。本発明に係るガスケットを構成するステンレス鋼の硬度は、好ましくは、冷間圧延で得ることが難しく、ガスケットの高性能化に有効であるＨｖ５２０以上である。
【００２３】
上記の時効硬化および鋼組織は、冷間圧延材に最終焼鈍を行って、平均粒径５μｍ以下の再結晶粒が面積率で５０％以上を占め、残部が未再結晶部からなる再結晶組織［以下、この組織を「（部分）再結晶組織」という］にした後、調質圧延して得られた、加工誘起マルテンサイト相を含むステンレス鋼からガスケットを製造する場合に達成することができる。
【００２４】
本発明に係るガスケットを構成するステンレス鋼の化学組成を上記のように規定する理由を次に説明する。以下の説明において、化学組成に関する「％」は全て「質量％」である。
【００２５】
Ｃ：０．０３％以下、好ましくは０．０１％以上、０．０２５％以下
Ｃを過度に含有すると、（部分）再結晶組織を得るために比較的低温で実施される最終焼鈍中に、多量のクロム炭化物の析出を招き、ステンレス鋼として実用に耐える耐食性を得ることが困難となる。また、ゴムコーティング加工時にクロム窒化物の析出が阻害されるとともに、材料の加工性を劣化させる。
【００２６】
更に、ＣはＮと共に最も強力なオーステナイト安定化元素であり、過度に添加した場合にはマルテンサイト変態が抑制される。ただし、ＣはＮとともに、最も有効な材料の強化元素の一つであり、上記炭化物の析出が抑えられる範囲内での添加が望ましい。
【００２７】
Ｓｉ：１．０％以下、好ましくは０．２％以上、０．８％以下
Ｓｉは固溶硬化元素であり、（部分）再結晶組織を得るのを容易にする効果も有する。ただし、Ｓｉを過度に含有すると加工性不良となる。
Ｍｎ：２．０％以下、好ましくは０．２％以上、１．８％以下
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、他の元素とのバランスを考慮して添加される。Ｍｎを過度に添加すると、加工誘起マルテンサイト相が得られない場合があり、また、介在物等の生成により材料の加工性低下を招く。
【００２８】
Ｃｒ：１６．０％以上、１８．０％以下、好ましくは１６．４％以上、１７．９％以下
Ｃｒはステンレス鋼の基本元素であり、実用に耐える充分な耐食性を得るため、１６．０％以上を添加する。本発明においては、Ｃｒはクロム窒化物の構成元素として時効硬化に重要な役割を果たす。ただし、Ｃｒはフェライト安定化元素であるため、その添加量が多すぎると、鋼中へのフェライト相の残存を招く。
【００２９】
Ｎｉ：６．０％以上、８．０％以下、好ましくは６．１％以上、７．６％以下
Ｎｉは、Ｃ、Ｎを除く合金元素中で最も強力かつ有効なオーステナイト安定化元素であり、室温においてオーステナイト相組織を得るために必須の元素である。ただし、Ｎｉを過度に添加すると、調質圧延において加工誘起マルテンサイト変態が起こらなくなる。室温で準安定オーステナイト状態とし、冷間圧延後に上記変態により必要な強度と良好な加工性を得るため、Ｎｉを上記の量で含有させる。
【００３０】
Ｎ：０．２５％以下、好ましくは０．０８％以上、０．２４％以下
Ｎはクロム窒化物の構成元素である。また、後述するようにＮｂを添加した場合には、Ｎの添加により最終焼鈍時にニオブ窒化物も析出し、（部分）再結晶組織を得るのを容易にする効果があると考えられる。Ｎはまた、Ｃとともに最も有効な材料の強化元素の一つである。以上の効果を確実に得るには、０．０６％以上のＮの添加が望ましい。ただし、Ｎは、Ｃと同様に強力なオーステナイト安定化元素であるので、その添加量の増加に伴い、マルテンサイト変態が抑制される。また、Ｎの過度の添加は、鋼板の製造を難しくする。
【００３１】
Ｎｂ：０〜０．３０％、好ましくは、０．０３％以上、０．２６％以下
Ｎｂは、最終焼鈍時にニオブ窒化物を析出させ、（部分）再結晶組織を得るのを容易にする効果を有するので、場合により添加しうる。Ｎｂを添加する場合、前述した効果を得るには、少なくとも０．０１％以上の量の添加が望ましい。ただし、Ｎｂは極めて高価な元素であり、多量の添加は材料を極めて高価にする。
【００３２】
本発明で用いるステンレス鋼の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる。ただし、所望により、前述した成分以外に、工業的製造上の要請からの添加元素、例えば溶製時に脱酸剤として使用されるＣａあるいはＲＥＭ（希土類金属）、熱間加工性の改善が見込まれるＢ等を、必要に応じてそれぞれ０．０５％以下の量で含有しても差し支えない。
【００３３】
上述した化学組成を有する材料を、溶製、鋳造、熱間圧延、冷間圧延等の工程を経て冷間圧延材とし、本発明の方法に従って最終焼鈍と調質圧延を行い、加工素材となるステンレス鋼を製造する。
【００３４】
素材のステンレス鋼の製造は、冷間圧延までは、慣用の方法により実施すればよい。冷間圧延は、圧下率４０％以上で行うことが好ましい。
冷間圧延したステンレス鋼（冷間圧延材）を焼鈍する。この冷間圧延後の焼鈍を、冷間圧延の間に行う焼鈍と区別するため、本発明では「最終焼鈍」と言う。この最終焼鈍は、最終焼鈍後に、平均粒径５μｍ以下の再結晶粒が面積率で５０〜１００％を占め、残部が未再結晶部からなる（部分）再結晶組織が得られるように行う。
【００３５】
このように微細な再結晶粒を析出させるには、焼鈍を比較的低温かつ短時間で行えばよい。例えば、加熱温度７５０〜９５０℃、加熱時間１〜３００秒の範囲内で、上記の再結晶組織が得られるように焼鈍条件を設定することができる。上述した化学組成を有するステンレス鋼は、このような焼鈍によって、上記の微細な（部分）再結晶組織を容易に形成することができる。
【００３６】
最終焼鈍は、冷間圧延により生成した展伸粒が残存しないように行う。展伸粒は粗大であり、残存すると、疲労特性をはじめとする諸特性を劣化させる。
最終焼鈍後の組織が、平均粒径５μｍ以下の再結晶粒が断面積で半分以上を占める微細な（部分）再結晶組織であると、粒界密度が増大するので、その後の熱処理中に析出物構成元素（Ｃｒ、Ｎ等）の拡散が助長される。その結果、金属ガスケットへの成形加工後に行われるゴムコーティング工程で実施される、３００℃前後という低温での熱処理中に、加工誘起されたマルテンサイト相においてクロム窒化物が容易に析出して材料が時効硬化し、この熱処理によって材料硬度をＨｖで５０以上高めることが可能となる。こうして、時効前には良好な加工性を確保し、時効後には良好な強度と疲労特性を得ることができる。
【００３７】
再結晶粒の平均粒径が５μｍを超えるか、またはその面積率が５０％未満では、上記効果を得ることが難しくなる。また、仮にその効果が得られたとしても、調質圧延後の加工性が不足する。再結晶の面積率は好ましくは６０％以上、より好ましくは８０％以上である。
【００３８】
最終焼鈍後に、調質圧延を圧下率３０％以上で行う。これは、その後に行う時効処理によってＨｖ５００以上の硬度を確保できるようにするためである。この調質圧延により、面積率で４０％以上となる量で加工誘起マルテンサイト相を生成させ、面積率４０％以上のマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織またはマルテンサイト単相組織からミクロ組織とする。調質圧延の圧下率は好ましくは３５〜６０％であり、この調質圧延により面積率５０％以上のマルテンサイト相を生成させることが好ましい。
【００３９】
クロム窒化物の析出は、オーステナイト母相に比べてＮ固溶限の低いマルテンサイト相において起こる。調質圧延により面積率４０％以上の多量のマルテンサイトを生成させておけば、その後の時効処理によって、時効処理温度が２００〜３５０℃の範囲と低温であっても、Ｈｖが５０以上増加するという効果的な時効硬化が可能となり、時効処理後にＨｖ５００以上の硬度を得ることができる。
【００４０】
こうして製造されたステンレス鋼は、加工性が良好で、エンジンの小型化に対応するため小型化したガスケットの製造に必要となる、より複雑または過酷なビード成形にも耐えることができる。この成形加工後に時効処理を行うと、マルテンサイト相におけるクロム窒化物の析出による時効硬化によってＨｖが５０以上増大し、Ｈｖ５００以上に高強度化され、疲労特性も改善される。この時効硬化は、３００℃前後、より一般的には２００〜５００℃の範囲の比較的低温での時効処理によって達成することができる。
【００４１】
図１に、本発明に係る方法に従って冷間圧延後に最終焼鈍と調質圧延を行って製造されたステンレス鋼板に異なる温度で時効処理（加熱時間は１０秒、６０秒または６００秒）を施した後の、マイクロビッカース硬度計を用いて測定した硬度（Ｈｖ）を示す。
【００４２】
図１からわかるように、このステンレス鋼は、熱処理温度１００℃で既に硬化を開始し、２００℃以上で硬化が著しくなって、Ｈｖ５３０を越える高硬度を示すようになる。しかし、加熱温度が５００℃を超えると、硬度が低下し始めるので、時効処理の好ましい温度は２００〜５００℃の範囲である。
【００４３】
図２（ａ）に、３００℃×６００秒（１０分）での時効処理材中に上記ステンレス鋼板素材において析出したクロム窒化物を示す。析出物は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、レプリカ法により観察した。図中、白抜きの領域は未析出部に相当し、析出部の黒い点は、析出したクロム窒化物である。図２（ｂ）は、図２（ａ）の析出部の拡大図である。
【００４４】
図２（ａ）、（ｂ）に示すように、時効処理後のステンレス鋼には微細なクロム窒化物の析出が確認される。また、析出物の分布には濃淡が見られ、最終焼鈍後の再結晶粒の平均粒径（約１μｍ）にほぼ対応する大きさの低密度の未析出部が確認される。この未析出部は、マルテンサイトに比べてＮ固溶限が高く、クロム窒化物が析出しにくいオーステナイト相に対応する領域であると考えられる。
【００４５】
本発明に係る方法により製造されたステンレス鋼（板）から、常法に従って金属ガスケットを製造することができる。金属ガスケットの製造は、典型的には、ビード形成を含む成形加工と、その後のゴムコーティングにより行われる。
【００４６】
成形加工は任意の適当な方法により実施することができるが、典型的には、打抜きと、その後のビード成形により行われ、所定のガスケットの形状にする。その後、２００〜５００℃、好ましくは３５０℃までの温度で時効処理を行って、Ｈｖ５００以上の硬度を確保する。
【００４７】
この時効処理中に、調質圧延で誘起させた面積率４０％以上のマルテンサイト相においてクロム窒化物が析出する。時効処理温度が５００℃までであれば、時効処理の前後でマルテンサイト相の面積率は実質的に変化しないので、時効処理後のステンレス鋼のミクロ組織は、クロム窒化物が析出した面積率４０％以上のマルテンサイトと残部オーステナイトとの複相組織であるか、またはクロム窒化物が析出したマルテンサイト単相組織となる。
【００４８】
ゴムコーティングは、ゴムを含有する塗布液をガスケットのビード部以外の全面に薄く（例、乾燥膜厚で１０〜３０μｍ）塗布した後、熱処理してゴムを架橋させることにより行われる。熱処理は通常は３５０℃までの温度で行われる。上述したように、本発明においては、このような温度での熱処理中にステンレス鋼の時効硬化による高強度化が起こる。
【００４９】
従って、ガスケットの製造工程において、成形加工後に時効処理として別に熱処理を行う必要はなく、ゴムコーティング時の２００〜３５０℃での熱処理によって、時効硬化も同時に達成することができる。この場合、析出強化による材料の高強度化を利用するにもかかわらず、従来の析出強化を利用した金属ガスケットの製造とは異なり、析出強化のための特別の熱処理工程（普通は４００〜６００℃の温度で行われ、エネルギーコストが高い）が不要となるので、経済的に非常に有利である。もちろん、ゴムコーティングにおける熱処理とは別に、その前に時効処理のための熱処理を２００〜５００℃で実施してもよい。
【００５０】
本発明に係る方法で製造されたステンレス鋼は、加工性が良好であり、加工後に２００〜５００℃の温度で時効処理を施すと高強度化するので、金属ガスケットの製造に特に適しているが、ガスケット以外の成形加工用にも利用できる。
【００５１】
以下の実施例により本発明をさらに詳しく説明する。実施例は例示を目的とし、本発明を制限するものではない。
【００５２】
【実施例】
表１に示す組成を有するステンレス鋼を、真空溶解炉にて溶製し、熱間圧延後、焼鈍と冷間圧延を繰り返した。得られた冷間圧延鋼板に、７００〜１１００℃の温度および１〜６００秒の加熱時間から選んだ条件で最終焼鈍を施した後、調質圧延した。調質圧延後の板厚（ｔ）は０．２ｍｍに統一した。調質圧延した鋼板を１７０×１７０ｍｍに切断して得た試験片を所定の金型によりプレス成形して、図３（ａ）および３（ｂ）にそれぞれ平面図および斜視図で示す断面形状のビードを直径約６０ｍｍの円環状に形成し、最後に３００℃×１分の時効処理を施した。
【００５３】
別に、最終焼鈍後、調質圧延後、および時効処理後の各段階においてステンレス鋼板の試験片を採取し、下記調査に供した。
ミクロ組織に関して、最終焼鈍後の再結晶粒の平均粒径と再結晶粒の面積率は、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた試験片の断面観察結果から求めた。この平均粒径および面積率は、無作為に選んだ４視野での平均値である。組織に展伸粒が認められた場合には、再結晶粒と残部が未結晶部からなる組織ではないため、再結晶粒の平均粒径や面積率は算出しなかった。
【００５４】
時効処理後のクロム窒化物（析出物）の有無は、図２（ａ）、２（ｂ）に関して前述した通り、ＴＥＭを用いたレプリカ法による観察で確認した結果である。
調質圧延後のマルテンサイト（α’）の量は、Ｘ線回折図から、マルテンサイト相ピークの積分強度比より算出した。なお、時効処理後のα’の値は調質圧延後と実質的に同じである。
【００５５】
硬度は、最終焼鈍後、調質圧延後、および時効処理後の各段階においてマイクロビッカース硬度計を用いて測定した。時効硬化を評価するため、調質圧延後と時効硬化後の硬度の差（強化度）をΔＨｖとして算出した。
【００５６】
加工性、ヘタリ性および疲労特性は、ビード加工した試験片を用いて次のように調査した。
加工性は、ビード加工後の試験片（時効処理前）を用いて、ビード外周部および内周部の表面におけるき裂の有無より、○（き裂なし）、×（き裂あり）で評価した。
ヘタリ性は、ビード加工後の試験片と、さらに時効処理した試験片の両方について、圧縮試験機を用いてビードを完全に潰し、その前後にビード高さを測定して、圧縮前に対する圧縮後のビード高さの割合として評価した。
【００５７】
疲労特性は、時効処理後の試験片に対して、繰返し圧縮試験機を用いて、一定振幅で１０７回の繰返し圧縮を与えた後、貫通する割れの有無により、○（貫通割れなし）、×（貫通割れあり）で評価した。
【００５８】
以上の調査結果を処理条件とともに表２にまとめて示す。
【００５９】
【表１】
0004321066.tif 000002
【００６０】
【表２】
0004321066.tif 000003
【００６１】
本発明に従って、最終焼鈍後の再結晶組織の再結晶粒の平均粒径が５μｍ以下で、その面積率が５０％以上であり、かつその後の調質圧延を３０％以上の圧下率で行うことにより製造されたＳＵＳ３０１Ｌに相当するステンレス鋼板は、面積率で４０％以上の加工誘起マルテンサイトを含む組織を有する。このステンレス鋼板は、加工性が良好で、き裂を発生させずにビード加工することができる。
【００６２】
このステンレス鋼板を、比較的低温の３００℃で時効処理すると、Ｈｖで５０以上の硬化を示し、Ｈｖ５００を越える高強度と６０％を越えるヘタリ性を示すようになり、疲労特性も良好である。時効処理後のミクロ組織観察では、析出したクロム窒化物が観察された。このクロム窒化物は、オーステナイトよりＮ固溶限が小さいマルテンサイト相において析出したものである。
【００６３】
従って、このステンレス鋼板は金属ガスケットの製造に適しており、最近の高性能エンジン用のガスケットの製造も可能な優れた加工性を示す。また、ビード加工後に行われるゴムコーティング中での３５０℃以下の温度での熱処理によって時効硬化して著しく高強度化するため、時効処理として特別の熱処理を行わずに、析出強化により高強度化した高性能の金属ガスケットを低コストで製造することができる。
【００６４】
比較例では、調質圧延後の加工性と時効処理後の性能が両立するものがなかった。全ての比較例において、３００℃での時効処理による強化（ΔＨｖ）が５０を下回り、多くはΔＨｖが２５以下であった。また、時効処理後の性能だけを見ても、硬度（Ｈｖ５００以上）、ヘタリ性（６０％以上）および疲労特性（○）の全てを満たすものがなかった。
【図面の簡単な説明】
図１は、本発明に係る方法により製造された鋼加工素材を異なる保持時間で熱処理して時効硬化させた場合の熱処理温度によるビッカース硬度（Ｈｖ）の変化を示すグラフである。
図２（ａ）および２（ｂ）は、３００℃×１０分で熱処理して時効硬化させた材料における析出したクロム窒化物を示す、倍率の異なる電子顕微鏡観察図である。
図３（ａ）は、実施例で行ったビード加工後の試験片を上から見た模式図であり、図３（ｂ）はこの試験片のビード部の断面形状を拡大して示す模式図である。
【図１】
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【図２（ａ）】
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【図２（ｂ）】
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【図３（ａ）】
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【図３（ｂ）】
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