TWI639712B

TWI639712B - 沃斯田鐵系不鏽鋼板

Info

Publication number: TWI639712B
Application number: TW105132445A
Authority: TW
Inventors: 寺岡慎一; 安達和彦; 福村雄一
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2015-10-06
Filing date: 2016-10-06
Publication date: 2018-11-01
Also published as: JP6197974B2; US20180274055A1; KR102077414B1; TW201718905A; JPWO2017061487A1; KR20180059548A; WO2017061487A1

Abstract

本發明的沃斯田鐵系不鏽鋼板，其組成分以質量%計，係含有C：0.03~0.15%、Si：0.20~2.5%、Mn：0.2~4.5%、P：0.010~0.030%、S：0.0001~0.0010%、Cr：20.0~26.0%、Ni：10.0~15.0%、Cu：0.01~2.0%、Mo：0.01~2.0%、Co：0.05~2.50%、Al：0.01~0.20%、N：0.1~0.6%、V：0.02~0.15%、B：0.0002~0.0050%、Nb：0~0.10%、Ti：0~0.10%、Y：0~0.10%、Ca：0~0.010%、Mg：0~0.010%、REM：0~0.10%，其餘部分是Fe以及雜質，Mn的含量[Mn](質量%)、S的含量[S](質量%)係符合[Mn]×[S]≦0.0020的關係，板厚度為0.5mm以下，將結晶粒的長軸長度視為L1，結晶粒的短軸長度視為L2時，長寬比的數值係符合L1/L2≧1.5的關係，在600℃的溫度保持400小時後的表面硬度(HV)為300以上。這種沃斯田鐵系不鏽鋼板具有優異的耐腐蝕性與耐熱性。

Description

沃斯田鐵系不鏽鋼板

本發明係關於沃斯田鐵系不鏽鋼板。

位在汽車引擎的氣缸頭與引擎主體之間的密封墊圈(氣缸頭密封墊圈)係採用：SUS301、SUS403之類的彈簧用不鏽鋼。SUS301是利用冷軋，使其中一部分利用加工而引發變態成麻田散鐵，因而被強化。SUS403則是利用淬火硬化、回火處理，使其大部分變成麻田散鐵相，因而被強化。氣缸頭密封墊圈是被使用在200℃以下的環境下，因此，麻田散鐵相在這種使用環境下亦可存在作為穩定相，而可發揮作為密封墊圈的密封性。

另一方面，使用在供連接汽車的排氣系零件的凸緣之間的密封墊圈，是用來連接較之引擎主體或氣缸頭更高溫的零件，因此，最高溫度係被加熱到500~700℃。SUS301、SUS403的耐熱溫度大約是350℃，無法在這種高溫環境下維持強度，因此，排氣系零件用的密封墊圈，係採用日本工業規格JIS G 4902(耐腐蝕耐熱超合金板)中所規定的NCF625、NCF718以及日本工業規格 JIS G 4312(耐熱鋼板及鋼帶)中所規定的SUH660、SUH310等。

NCF625、NCF718是利用金屬間化合物的析出之強化合金，含有50%以上的Ni。SUH660是含有24~27%的Ni之析出強化鋼，SUH310是含有19~22%的Ni之沃斯田鐵系的耐熱鋼。都是含有多量的Ni，所以價格昂貴。因而，有人開發出含有同樣的沃斯田鐵的穩定化元素也就是N，以資可減少Ni含量的鋼種，並且已經被使用了。

然而，近年來隨著引擎低油耗的要求、排廢氣的規制更趨嚴格，所以即使是小型車也都搭載了廢氣再循環系統(EGR)、渦輪增壓、柴油碳微粒濾清器(DPF)、排熱回收器等的排氣系零件。為了提昇省油性，引擎的縮小排氣量化正在普及，而且趨向小型高輸出化，排廢氣溫度變高，密封墊圈身上承受到較之以往的密封墊圈更大的殘留應力。

此外，因為排氣系零件趨於小型化，為了提高冷卻效率，也加入了水冷機構，因此，近年來所開發出來的節省Ni的耐熱材料，在被加熱到高溫的期間，雖然可以維持其強度，但是，受到引擎停止後的排廢氣結露的影響，因而出現了：發生沃斯田鐵系不鏽鋼特有的應力腐蝕裂痕(以下，稱為SCC)的事例。

專利文獻1所揭示的鋼板，是藉由將Mn提高到1.0~10.0%，以資提高N的固溶限度，將N提高到 0.35~0.8%，以資利用N的固溶強化作用來提昇高溫強度。

專利文獻2所揭示的沃斯田鐵系不鏽鋼，是提高C-Si-N，將C+2N+0.12Si+1.4Nb調整到0.45%以上，如此一來，即使暴露在高溫氣相氛圍中，亦可維持優異的抗衰退性，可作為金屬密封墊圈來使用的沃斯田鐵系不鏽鋼。C、N是當作母相的固溶強化元素，Si、Nb亦可抑制在高溫氣相氛圍中的錯位的移動，是提昇高溫強度的元素。

專利文獻3所揭示的金屬密封墊圈用耐熱沃斯田鐵系不鏽鋼，為了要利用矯正工序來確保密封墊圈所需的形狀平坦度，乃減少作為固溶強化元素的N的使用量，將N控制在0.05%以下，並且將Si控制成高於2.0%且5.0%以下來取代減少的N。

專利文獻4所揭示的冷軋沃斯田鐵系不鏽鋼，係具有穩定的沃斯田鐵相，為了抑制回復和再結晶，並且作為可產生時效硬化效果的不鏽鋼，乃含有7~25%的Ni、16~30%的Cr、0.1~0.4%的N，將彈簧限度值設定為220MPa以上。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開平9-279315號公報

[專利文獻2]日本特開2003-82441號公報

[專利文獻3]日本特開2011-252208號公報

[專利文獻4]日本特開2012-211348號公報

然而，在上述的習知技術中，存在著以下所述的技術課題。

專利文獻1的發明，雖然是強度、高溫強度、抗衰退性、高溫氧化性優異的材料，但是，並未針對於耐腐蝕性加以檢討，關於耐腐蝕性的這一項，則是無法獲得充分的特性。

專利文獻2所述的鋼種，除了高溫時的抗衰退性、硬度之外，並未進行檢討，並且無法獲得充分的耐腐蝕性。

專利文獻3的發明，雖然可改善在常溫下的加工性和抗衰退性，但針對於耐腐蝕性，則並未加以檢討。

專利文獻4的發明，只針對於高溫使用時的彈簧限度值以及硬度加以檢討，關於耐腐蝕性並未充分地加以檢討。

有鑒於上述的技術課題，本發明之目的，係要提供一種沃斯田鐵系不鏽鋼板，很適合當作連接汽車引擎等的排廢氣流路零件時所使用的金屬密封墊圈用的材料，其兼具有：耐熱性、以及在以往的金屬密封墊圈用材料中並未受到充分地檢討的耐腐蝕性，而且低成本。

本發明人等為了要解決前述的技術課題，不斷努力進行檢討。首先，進行推測：在耐熱密封墊圈中所產生的腐蝕，係在以冷卻裝置將排氣系零件進行局部性冷卻的零件中，比較容易產生；而且是在因為加熱和冷卻的熱循環而發生殘留應力的情況下所產生的；此外，從腐蝕形態研判，主要是SCC。

為了降低SCC感受性，採用肥粒鐵系不鏽鋼是有效的作法，但是卻無法獲得充分的高溫強度。此外，在沃斯田鐵系不鏽鋼中，想要改善耐SCC性的話，Si、Mo之類的元素雖然有效，Si、Mo的過度含有，有時候將會因為Σ相的形成而使抗疲勞壽命變差，因此並不合宜。此外，一般而言，不鏽鋼的耐腐蝕性是利用Cr+3Mo+16N的數式來表示其耐孔蝕指數，因此，提高Cr或N的含量也是有效的作法，但是，Cr係與Si、Mo同樣存在著：因為Σ相的形成所造成的問題，N的過度含有，將會使得常溫下的強度提高，因而損及製造性，除此之外，將會在進行沖壓成形為密封墊圈形狀時，在形狀凍結性上具有問題。

因此，有關於其他元素的影響，係利用模擬實際環境之SCC試驗對於各個元素進行調查之結果，針對於：不損及耐熱性、加工性、以及沖壓成形性，且可改善耐SCC性的方法，獲得下列的創見。

(1)為了改善耐SCC性，減少會成為SCC發生的起點之夾雜物(MnS)的作法是有效的。因此，雖然可以考慮採用減少Mn、S的作法，但是Mn也是用來提高N的固溶量的元素。基於高溫強度的觀點考量，只要是在不會產生：凝固時的氣泡缺陷以及、輥軋時的耳裂之類的製造上的問題之範圍內，含有一定量的N為宜。因此，並不是減少Mn，而是必須將S減少到10ppm以下(0.0010%以下)。

(2)微量地含有Co的作法，並不會促進Σ相的析出，對於耐腐蝕性與高溫強度很有效。

本發明就是基於這些創見而開發完成的，其發明要旨如下。

(1)一種沃斯田鐵系不鏽鋼板，其組成分以質量%計，係含有C：0.03~0.15%、Si：0.20~2.5%、Mn：0.2~4.5%、P：0.010~0.030%、S：0.0001~0.0010%、Cr：20.0~26.0%、Ni：10.0~15.0%、Cu：0.01~2.0%、Mo：0.01~2.0%、Co：0.05~2.50%、Al：0.01~0.20%、N：0.1~0.6%、V：0.02~0.15%、B：0.0002~0.0050%、Nb：0~0.10%、Ti：0~0.10%、Y：0~0.10%、Ca：0~0.010%、Mg：0~0.010%、REM：0~0.10%，其餘部分是Fe以及雜質，Mn的含量[Mn](質量%)、S的含量[S](質量%)係符合[Mn]×[S]≦0.0020的關係，板厚度為0.5mm以下，將結晶粒的長軸長度視為L1，結晶粒的短軸長度視為L2時，長寬比的數值係符合L1/L2≧1.5的關係，在600℃的溫度保持400小時後的表面硬度(HV)為300以上。

(2)如上述(1)所述的沃斯田鐵系不鏽鋼板，其組成分以質量%計，含有Nb：0.01~0.10%及/或Ti：0.01~0.10%。

(3)如上述(1)所述的沃斯田鐵系不鏽鋼板，其組成分以質量%計，含有從Y：0.01~0.10%、Ca：0.001~0.010%、Mg：0.0002~0.010%以及REM：0.01~0.10%之中所選出的一種以上。

(4)如上述(2)所述的沃斯田鐵系不鏽鋼板，其組成分以質量%計，含有從Y：0.01~0.10%、Ca：0.001~0.010%、Mg：0.0002~0.010%以及REM：0.01~0.10%之中所選出的一種以上。

(5)如上述(1)~(3)之任一項所述的沃斯田鐵系不鏽鋼板，其在冷軋中係實施了軋縮率為20%以上的調質輥軋。

根據本發明，係能夠提供：如同SUH310、SUH660、NCF625、及NCF718之類的不必含有20%以上的Ni，只要較少的Ni含量即可兼具高溫強度與耐腐蝕性的沃斯田鐵系不鏽鋼板，尤其是非常適合作為汽車排氣系的耐熱金屬密封墊圈用。

1‧‧‧不鏽鋼板

2‧‧‧開口

3‧‧‧凸紋部

10‧‧‧試驗片

第1圖係顯示實施例所使用的試驗片，第1圖(a)是平面圖；第1圖(b)是第1圖(a)中的A-A’剖面放大圖。

首先，說明本發明的不鏽鋼板的化學組成分、以及鋼板的較佳製造方法。此外，在以下的說明中，用來表示各元素的含量之「%」，如果沒有特別聲明的話，都是表示「質量%」之意。

<C：0.03~0.15%>

C是提高沃斯田鐵組織的穩定性與高溫強度有效的元素。此外，C可與Cr形成碳化物，來抑制沃斯田鐵粒的成長而使粒界氧化適度的成長，而可提昇耐鏽皮剝離特性。想要獲得這種效果，C含量必須是0.03%以上。此外，為了穩定的抑制粒成長，C含量是設定在0.10%以上為宜。另一方面，C含量超過0.15%的話，Cr碳化物的量增加，在粒界的缺鉻層增加，即使是和本發明鋼同樣之高含Cr的沃斯田鐵系不鏽鋼，將其作為汽車的排廢氣歧管構件、渦輪零件使用時，將會無法維持所需的耐腐蝕性。因此，將C含量設定為0.15%以下。基於耐腐蝕性的觀點考量，C含量是在0.12%以下為宜。

<Si：0.20%~2.5%>

Si具有耐氧化性的效果，尤其是對於防止由於非連續性氧化所造成的鏽皮剝離，具有效果。在超過1000℃的環境下，會形成粒界氧化，為了抑制表面的鏽皮剝離，必須將Si含量設在0.20%以上。因此，乃將Si含量設定為0.20%以上。為了提昇耐氧化性，Si含量設在0.50%以上更好。此外，Si是肥粒鐵穩定化元素，可使凝固組織中的δ肥粒鐵量增加，因而導致在熱軋時的熱間加工性變差之問題。因此，將Si含量設定為2.5%以下。此外，Si也會促進Σ層的生成，令人擔心在高溫下長時間使用時的脆化，因此，將Si含量設在2.0%以下為宜，在1.5%以下更好。

<Mn：0.2~4.5%>

Mn是作為脫氧劑使用的元素，並且可擴大沃斯田鐵單相的範圍，對於組織的穩定化有助益。此外，Mn可藉由擴大N的固溶限度而對於高溫強度的確保具有幫助。這種效果在Mn含量為0.2%以上時，才會明確地顯現出來。因此，將Mn含量設在0.2%以上。此外，也會形成硫化物而降低鋼中的固溶S量，因此也具有提昇熱間加工性的效果，因此，Mn含量是設在0.5%以上為宜。另一方面，過度含有的話，將會使耐腐蝕性變差。因此，將Mn含量設在4.5%以下。此外，基於耐氧化性的觀點考量，是以生成Cr₂O₃主體的氧化物為佳，Mn氧化物並不合宜，因此將Mn含量設在2.0%以下為宜。

<P：0.010~0.030%>

P是作為雜質而被含在原料也就是鐵水、鉻鐵等的主原料中的元素。是對於熱間加工性有害的元素。因此，將P含量設在0.030%以下。但是，如果過度減少的話，就必須使用高純度的原料，這樣將會導致成本增加，因此將P含量設定在0.010%以上。就經濟上的觀點而言，P含量是0.020%以上為宜。

<S：0.0001~0.0010%>

S會形成硫化物系夾雜物，導致鋼材之一般性的耐腐蝕性(全面腐蝕或孔蝕)變差，因此其含量的上限愈少愈好。此外，為了減少成為發生SCC的起點之夾雜物(MnS)，將S含量設定在0.0010%以下。此外，S含量愈少的話，耐腐蝕性愈良好，因此S含量是在0.0008%以下為佳，但是想要達成低S化，脫硫的負荷成本會增大，增大製造成本，因此，將S含量設在0.0001%以上為宜。一般而言，從製造成本的觀點考量，很少將S含量調整在上述的0.0001~0.0010%的範圍內。然而，本發明是為了減少夾雜物(MnS)，乃設定成上述範圍，可說是極低的S含量。

<Cr：20.0~26.0%>

Cr在本發明中，是用來確保耐氧化性及耐腐蝕性所需的元素。Cr含量若未達20.0%的話，無法呈現這些效果，另一方面，如果超過26.0%的話，沃斯田鐵單相的範圍會縮小，製造時的熱間加工性會變差。因此，將Cr含量設在20.0~26.0%。又，基於耐氧化性的觀點考量的話，將Cr含量設在24.0%以上為宜。此外，提高Cr含量的話，將因為Σ相的形成而發生脆化。因此，係將Cr含量設在25.0%以下為宜。

<Ni：10.0~15.0%>

Ni是沃斯田鐵相穩定化元素，與Mn不同，是對於耐氧化性也有效的元素。這些效果必須是Ni含量為10.0%以上才可獲得。因此，將Ni含量設在10.0%以上。因為Ni也具有可抑制Σ相的生成之效果，因此是將Ni含量設在11.0%以上為宜。另一方面，過度含有的話，將使得凝固裂痕感受性變高，並且熱間加工性也會變差。因此，將Ni含量設在15.0%以下。此外，為了要抑制因非連續性氧化所導致的鏽皮剝離，將Ni含量設在14.0%以下為宜。

<Cu：0.01~2.0%>

Cu係可用來代替Ni作為沃斯田鐵穩定化元素，並且是相對地比較廉價的元素。此外，對於用來抑制間隙腐蝕和孔蝕的進展也具有效果，因此，Cu含量是0.01%以上為宜。然而，在製造沃斯田鐵系不鏽鋼的過程中，Cu多從回收廢材之類的原料中混入，很多情況下是當作不可避免的雜質來含有0.2%的程度。如果超過2.0%的話，將使熱間加工性變差，因此將Cu含量設在2.0%以下。

<Mo：0.01~2.0%>

Mo也是會與Si或Cr一起有效地形成表面的保護性鏽皮，這種效果必須是Mo含量為0.01%才可獲得，因此將Mo含量設在0.01%以上。此外，Mo對於提高耐腐蝕性也是有效的元素，因此，係將Mo含量設在0.3%以上為宜。另一方面，Mo也是肥粒鐵穩定化元素，Mo含量增加的話，也必須增加Ni含量，因此不宜過度含有。此外，Mo會促進Σ相的形成而導致脆化。因此，將Mo含量設在2.0%以下。如果Mo含量超過0.8%的話，耐腐蝕性和耐氧化性的提昇效果已近乎飽和。因此，Mo含量是設在0.8%以下為宜。

<Co：0.05~2.50%>

Co即使是微量地含有，對於提昇耐熱性也是極為有效。因此，將Co含量設在0.05%以上。然而，過度含有的話，將使得熱間加工性變差，因此，將Co含量設在2.50%以下。Co也是對於耐腐蝕性有效的元素，因此係將Co含量設在0.10%以上為宜。此外，為了抑制Σ相的形成，Co含量是設在2.0%以下為宜。

<Al：0.01~0.20%>

Al除了被當作脫氧元素來使用之外，也是用來提昇耐氧化性的元素。因此，將Al含量設在0.01%以上。此外，為了提昇脫氧效率，係將Al含量設在0.05%以上為宜。另一方面，過度含有的話，將會形成氮化物而導致固溶N量減少，因而使得高溫強度降低。因此，將Al含量設在0.20%以下。如果也考慮到焊接性的話，是將Al含量設在0.15%以下為宜。

<N：0.1~0.6%>

N在本發明中是非常重要的元素之一。係與C同樣地，除了可提昇高溫強度之外，也因為可提昇沃斯田鐵穩定度而可減少Ni含量。此外，對於因敏銳化所導致的耐腐蝕性變差的影響也較之C更小，因此N含量可多於C含量。為了獲得可耐高溫環境的高溫強度，乃將N含量設在0.10%以上。如果也考慮到可以減少Ni含量的效果的話，N含量是設在0.25%以上為宜。另一方面，含量太多的話，在製鋼工序中的凝固時，會發生氣泡系的缺陷，因此，將N含量設在0.6%以下。此外，基於必須採用加壓熔解設備，以及常溫下的強度太高導致冷軋時的負荷太高，因而會使生產性變差的觀點考量，N含量是設在0.4%以下為宜，更好是在0.3%以下。

<V：0.02~0.15%>

V是作為雜質混入在不鏽鋼的合金原料中，很難在精煉工序中予以除去，一般而言，是在0.02~0.15%的範圍內含有V。此外，V會形成細微的碳氮化物，具有抑制粒成長的效果，因此可因應需求來作意圖性的添加。為了穩定地呈現該效果，將V含量設在0.02%以上。為了將結晶粒徑控制在一定範圍內，V含量是在0.08%以上為宜。另一方面，過剩地含有的話，會有析出物粗大化之虞慮，其結果將會導致淬火硬化後的韌性變差。因此，將V含量設在0.15%以下。此外，考慮到製造成本以及製造性的話，是將V含量設在0.10%以下為宜。

<B：0.0002~0.0050%>

B是提昇熱間加工性的有效的元素，其效果是在B含量為0.0002%以上才會呈現，因此將B含量設在0.0002%以上。為了提昇在更寬溫度範圍內的熱間加工性，是將B含量設在0.0005%以上為宜。另一方面，過度含有的話，將因為熱間加工性變差而成為發生表面瑕疵的原因，因此將B含量設在0.0050%以下。也考慮到耐腐蝕性的話，B含量是設在0.0025%以下為宜。

<Nb：0~0.10%>

Nb是可藉由形成碳氮化物而能夠抑制：因不鏽鋼中的鉻碳氮化物的析出所導致的敏銳化以及耐腐蝕性變差之元素，因此亦可含有。然而，因為會形成大型的製鋼夾雜物，而容易成為表面瑕疵的原因，也會成為密封墊圈的抗疲勞壽命變差的原因。因此，將Nb含量設在0.10%以下。如果考慮到因確保了固溶C量、固溶N量所導致的高溫強度的提昇效果的話，Nb含量是設在0.05%以下為宜。為了獲得上述的效果，Nb含量是設在0.01%以上為宜。

<Ti：0~0.10%>

Ti是可藉由形成碳氮化物而能夠抑制：因不鏽鋼中的鉻碳氮化物的析出所導致的敏銳化以及耐腐蝕性變差之元素，因此亦可含有。然而，因為會形成大型的製鋼夾雜物，而成為降低密封墊圈的抗疲勞壽命的原因，因此，將Ti含量設在0.10%以下。如果考慮到因確保了固溶C量、固溶N量所導致的高溫強度的提昇效果的話，是將Ti含量設在0.05%以下為宜。為了獲得上述的效果，將Ti含量設在0.01%以上為宜。

<Y：0~0.10%>

Y除了具有提昇耐氧化性的效果之外，也是脫硫元素，因此亦可含有。但是，過度含有的話，除了在進行連續鑄造時會發生熔鋼注出嘴堵塞的問題之外，也會因為形成了大型的氧化物系夾雜物的緣故，導致密封墊圈的抗疲勞壽命變差，因此，將Y含量設在0.10%以下為宜。為了獲得上述的效果，將Y含量設在0.01%以上為宜。

<Ca：0~0.010%>

Ca係可作為脫硫元素使用，具有可減低鋼中的S而提昇熱間加工性的效果，因此亦可含有。一般而言，係以CaO的形態添加在熔解精煉時的爐渣中，這個CaO的一部分變成Ca而熔解於鋼中。此外，也會以CaO-SiO₂-Al₂O₃-MgO之類的複合氧化物的形態存在於鋼中。另一方面，含量太多的話，將會析出比較粗大的水溶性夾雜物CaS，而導致耐腐蝕性變差。因此，將Ca含量設在0.010%以下為宜。為了獲得改善熱間加工性的效果，將Ca含量設在0.001%以上為宜。

<Mg：0~0.010%>

Mg是與Ca同樣地被含在鋼中作為脫硫元素，一般而言，除了是從爐渣中固溶到熔鋼中而達到平衡量之外，有時候，也會以MgO的形態含在複合氧化物中。此外，有時候，耐火物中的MgO也會熔解於熔鋼中。另一方面，過度含有的話，會析出粗大的水溶性夾雜物MgS而導致耐腐蝕性變差。因此，將Mg含量設在0.010%以下為宜。將Mg含量設在0.0002%以上為宜。

<REM：0~0.10%>

REM除了具有提高耐氧化性的效果之外，也是脫硫元素，因此亦可含有。然而，過度含有的話，除了在進行連續鑄造時會發生熔鋼注出嘴堵塞的問題之外，也會因為形成了大型的氧化物系夾雜物的緣故，導致密封墊圈的抗疲勞壽命變差，因此，將REM含量設在0.10%以下為宜。為了獲得上述的效果，REM含量是設在0.01%以上為宜。

REM係指：Sc以及鑭系元素的總稱，REM的含量，意指：上述元素的合計量，通常是在REM中也包含有Y在內，但是在本發明中則將其分開記載。

在本發明的鋼板中，組成分的其餘部分是Fe以及雜質。此處所稱的「雜質」係指：在以工業規模製造鋼時，在礦石、回收廢料等的原料中，還有因為製造工序上的各種原因而混入的成分，可以容許它們在對於本發明不會造成不良影響的範圍內，存在本發明的鋼板中。

<[Mn]×[S]≦0.0020>

Mn與S是會形成硫化物MnS，而導致耐熱密封墊圈在使用環境中的耐腐蝕性變差。尤其是SCC會造成問題，為了抑制裂痕的發生，必須將Mn的含量[Mn](質量%)、S的含量[S](質量%)之乘積，控制成符合[Mn]×[S]≦0.0020的關係。藉由減少成為腐蝕的起點之MnS的個數，將可大幅地抑制SCC的發生。但是，想要低S化，必須增大脫硫的負荷，而如果想要低Mn化的話，為了將沃斯田鐵穩定化，就必須使用更多的Ni，導致製造成本增大，因此，將下限設在0.0001為宜。如果也考慮到加工性的話，控制成符合[Mn]×[S]≦0.0015的關係更好。

<結晶粒的長寬比>

本發明，在冷間加工之後，並不做熱處理。因此，最終時的結晶粒就成為輥軋組織。在本發明中，將結晶粒的長軸長度視為L1，結晶粒的短軸長度視為L2，並且必須規定該長寬比，也就是L1/L2的數值，為了獲得充分的表面硬度，乃將長寬比的數值控制在L1/L2≧1.5。長寬比的數值L1/L2<1.5的話，作為金屬密封墊圈而言，除了其表面硬度不夠充分之外，當長時間暴露在高溫環境時，具體而言，在600℃的溫度下暴露400小時的時候，無法符合暴露時的表面硬度(HV)達到300以上的條件。長寬比：L1/L2是以L1/L2≦25為宜，是以L1/L2≧5為宜。此外，為了測定長寬比，是對於利用光學顯微鏡所觀察並記錄下來的金屬組織，進行圖像解析來執行測定的。

<在600℃保持400小時後的表面硬度(HV)>

本發明是使用於金屬密封墊圈的沃斯田鐵系不鏽鋼板，金屬密封墊圈，一般而言，係依照其使用部位而異，如果是在排氣系零件周邊使用的情況下，將會長時間暴露在500~700℃的高溫環境下。因此，使用中將會產生變形，密封性以及硬度將會變差，也就是發生所謂的「性能衰退」。為了抑制在600℃使用時的性能衰退，暴露在600℃的溫度400小時的時候，表面硬度(HV)必須是達到300以上。因此，在後述的實施例中，係模擬上述的使用環境，並且對於在600℃的溫度中保持了400小時後的表面硬度等，進行了測定。

此外，本發明人等，針對於：在施加各種熱履歷之後，又在600℃的溫度中保持400小時後的硬度，進行了調查之結果，確認了每一個的表面硬度(HV)都達到300以上。換言之，即便是使用：實際上被使用的素材、或者先前的熱履歷不明的材料，只要是暴露在被想定為實際的使用環境之600℃溫度×400小時之後，表面硬度(HV)還能夠達到300以上的話，就可以符合本發明的這個要件。此外，表面硬度(維氏硬度)是依據日本工業規格JIS Z 2244所制定的方法，施加4.903N(HV0.5)的荷重，進行5點以上的測定，並且以其平均值作為代表值。

此外，關於性能衰退，也必須針對於「高溫時的變形」的這一點進行評比，因此，乃根據在600℃溫度中保持400小時後的凸紋部高度的變化量，進行了評比。凸紋部高度，係指：在剖面形狀中，呈圓弧狀***部分的高度，對於在600℃溫度中保持了400小時之後的上述部分的高度變化，進行了量測。

<耐SCC性>

如上所述，藉由將Mn以及S含量設為[Mn]×[S]≦0.0020，而可提昇耐SCC性。耐SCC性是根據：在0.08%NaCl的水溶液中，進行150℃×40小時的高壓熱鍋試驗的結果，來進行評比。高壓熱鍋試驗，係指：為了獲得高溫的水溶液腐蝕環境，乃使用耐壓性的容器來進行的試驗。SCC試驗的方法是依據日本工業規格JIS G0576的規定來調整溶液溫度和組成分。

<製造工序>

在本發明的沃斯田鐵系不鏽鋼的製造方法中，用以製造供進行冷間調質輥軋的鋼板的工序，並未特別地限定。係將利用習知的裝置(例如：電爐)所熔製的鋼，利用連續鑄造機鑄造成150~250mm厚度的鋼胚，視情況來對於表面進行切削研磨之後，加熱到1200℃以上，再以熱軋機進行熱軋而製作成板厚度為3~6mm程度的熱軋鋼帶。將熱軋鋼帶在1100℃左右的溫度實施退火之後，進行酸洗。緊接著，反覆地進行冷軋與退火，製作成厚度為0.5mm以下的薄鋼板。更好的厚度是0.3mm以下。精製退火，係可採行：退火暨酸洗的精製處理(2B精製處理)，亦可採行：在無氧化氣相氛圍中進行退火的BA精製處理。此外，此處所稱的精製退火，係指：調質輥軋前的退火工序。

另一方面，在精製退火後才進行的冷間調質輥軋工序，是為了要獲得：作為密封墊圈用彈簧材所需的強度(表面硬度)，因應其所需的強度(表面硬度)來改變軋縮率而進行的調質輥軋工序。為了獲得耐熱密封墊圈所需的強度，係將調質輥軋的軋縮率，設在20%以上為宜。此外，為了能夠使得在600℃的溫度中保持400小時後的表面硬度(HV)符合300以上的條件，除了採用本發明所規定的組成分之外，係將調質輥軋的軋縮率設在20%以上為宜，將軋縮率設在30%以上更好。此外，軋縮率的上限，則是因為實施調質輥軋的次數愈多次的話，生產性將會變差，所以係設在80%以下為宜，設在60%以下更好。

本發明在調質輥軋之後，就不再進行退火工序，但如果是退火以外的工序的話，調質輥軋之後的工序並未特別地限定。有時候，係又實施：強制塑形工序或者脫脂洗淨工序。

[實施例]

以下，將藉由實施例來說明本發明之效果，但本發明並不限定為以下的實施例所使用的條件。

首先，熔製出具有表1所示的組成分的鋼，鑄造成厚度為200mm的胚料。將這個胚料加熱至1250℃之後，經過粗熱軋、精製熱軋而製作成板厚度為4mm的熱軋鋼板，為了模擬在800℃的溫度領域中的捲取，乃執行800℃的熱處理，保持一個小時後，置於空氣中進行冷卻。接下來，以1100℃實施20秒鐘的熱軋板退火之後，進行水冷。然後實施珠擊噴砂處理後，進行酸洗以除去鏽皮。反覆幾次進行冷軋、退火和酸洗而製作成厚度為0.25~0.5mm的冷軋鋼板。此外，採用前述的方法測定了結晶粒的長寬比。

如第1圖所示，從各個不鏽鋼板1，利用沖壓成形製作出：模擬成金屬密封墊圈的試驗片10，其具有內徑80mm的圓形開口2，在開口2的周邊具有寬度2.5mm、高度0.25mm、突起弧度為2R之凸紋部3。將試驗片10在600℃中保持400小時後，測定了表面硬度。表面硬度是根據日本工業規格JIS Z 2244所制定的方法，施加4.903N(HV0.5)的荷重，進行5個點以上的測定，再以其平均值當作代表值。

此外，測定了凸紋部的高度變化，將其視為：密封墊圈的衰退性來進行評比。將凸紋部高度變化為30%以下，視為合格。此外，在0.08%濃度的NaCl水溶液中，實施40小時之150℃的高溫高壓鍋試驗，藉以對於SCC進行評比。並且採用與本發明不同組成分之樣品當作比較例，也進行了同樣的評比。SCC試驗的方法是依日本工業規格JIS G0576的規定來調整液溫和組成分。

將評比結果顯示於表2。此外，將最後所實施的冷軋(調質輥軋)的軋縮率，當成「調質軋縮率」來標示。

本發明例之試驗No.1~25，係符合本發明所規定的組成分，[Mn]×[S]≦0.0020、長寬比L1/L2≧1.5、在600℃中保持400小時後的表面硬度(HV)為300以上，凸紋部高度變化係符合目標值(30%以下)，且並未發生SCC以及表面瑕疵。

另一方面，比較例之試驗No.26~47，未符合本發明所規定的組成分，在600℃中保持400小時後的表面硬度未達到300，有發生SCC，並且發生了：凸紋部高度變化超過30%或者表面瑕疵的其中一項。

又，比較例之試驗No.48，未符合本發明所規定的組成分，長寬比的數值很低，在600℃中保持400小時後的表面硬度(HV)的數值也很低。此外，凸紋部高度變化超過30%。

比較例之試驗No.49，就各元素而言，雖然落在本發明所規定的範圍內，但是，未符合[Mn]×[S]≦0.0020的關係，長寬比也較低，在600℃中保持400小時後的表面硬度(HV)的數值也低。此外，有發生SCC，凸紋部高度變化超過30%。

比較例之試驗No.50，就各元素而言，雖然落在本發明所規定的範圍內，但是，未符合[Mn]×[S]≦0.0020的關係，有發生SCC。

比較例之試驗No.51，雖然符合本發明所規定的組成分，但是長寬比的數值較低，在600℃中保持400小時後的表面硬度(HV)的數值也低。此外，凸紋部高度變化也超過30%。

Claims

一種沃斯田鐵系不鏽鋼板，其組成分以質量%計，係含有C：0.03~0.15%、Si：0.20~2.5%、Mn：0.2~4.5%、P：0.010~0.030%、S：0.0001~0.0010%、Cr：20.0~26.0%、Ni：10.0~15.0%、Cu：0.01~2.0%、Mo：0.01~2.0%、Co：0.05~2.50%、Al：0.01~0.20%、N：0.1~0.6%、V：0.02~0.15%、B：0.0002~0.0050%、Nb：0~0.10%、Ti：0~0.10%、Y：0~0.10%、Ca：0~0.010%、Mg：0~0.010%、REM：0~0.10%，其餘部分是Fe以及雜質，Mn的含量[Mn](質量%)、S的含量[S](質量%)係符合0.0001≦[Mn]×[S]≦0.0020的關係，板厚度為0.5mm以下，將結晶粒的長軸長度視為L1，結晶粒的短軸長度視為L2時，長寬比的數值係符合25≧L1/L2≧1.5的關係，在600℃的溫度保持400小時後的表面硬度(HV)為300以上且571以下。
如請求項1所述的沃斯田鐵系不鏽鋼板，其組成分以質量%計，含有Nb：0.01~0.10%及/或Ti：0.01~0.10%。
如請求項1所述的沃斯田鐵系不鏽鋼板，其組成分以質量%計，含有從Y：0.01~0.10%、Ca：0.001~0.010%、Mg：0.0002~0.010%以及REM：0.01~0.10%之中所選出的一種以上。
如請求項2所述的沃斯田鐵系不鏽鋼板，其組成分以質量%計，含有從Y：0.01~0.10%、Ca：0.001~0.010%、Mg：0.0002~0.010%以及REM：0.01~0.10%之中所選出的一種以上。
如請求項1至3之任一項所述的沃斯田鐵系不鏽鋼板，其在冷軋中係實施了軋縮率為20%以上且80%以下的調質輥軋。