奧氏體系不銹鋼板和金屬密封墊的制作方法

本發明涉及一種強度、疲勞特性和耐高溫軟化特性優異的金屬密封墊用不銹鋼板以及使用該不銹鋼板的金屬密封墊。

背景技術：

汽車、摩托車等中的發動機的氣缸蓋密封墊、排氣歧管密封墊暴露于發動機特有的高溫、高壓、高振動下的反復的壓力變化。其中由于汽車發動機的氣缸密封墊在壓縮時被施以高壓，因此為了維持密封性必須以高的接觸壓力(面壓)與雙方的接觸配合部件接觸。對于發動機、排氣通路中所使用的金屬密封墊，為了確保足夠的接觸壓力，通常通過利用壓制的凸緣成形來形成一定高度的凸緣(ビード)(連續的隆起部)。該類型的金屬密封墊通過將凸緣凸部的最高部(以下稱為“凸緣頭頂部”)按壓在接觸配合部件上使用來確保高的密封性，因此使用時必須具備高強度和高疲勞特性。

以往，多將加工硬化型的亞穩態奧氏體系不銹鋼(SUS301系列等)用于適用汽車發動機、其排氣通路的密封墊。這種鋼是通過在冷軋中使加工誘發馬氏體生成來實現高強度化。但是，為了提高強度水平，有必要提高冷軋壓下率。冷軋壓下率的增大成為使韌性、耐疲勞特性和加工性降低的主要原因。在專利文獻1、2中，公開了改善了這些特性的亞穩態奧氏體系不銹鋼。另一方面，存在作為不依賴于冷軋壓下率的增大而實現高強度的基材的馬氏體系不銹鋼。在專利文獻3中，記載了將馬氏體系鋼種應用于密封墊。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：特開2003－82441號公報

專利文獻2：特開2011－252208號公報

專利文獻3：特開2000－109957號公報

技術實現要素：

發明所要解決的課題

亞穩態奧氏體系不銹鋼如上所述是通過冷軋來實現高強度化。當為了提高強度水平而增加冷軋壓下率時，在板材的與軋制平行的方向(L方向)和與軋制成直角的方向(C方向)，彎曲加工性、疲勞特性產生各向異性。這樣的各向異性在作為金屬密封墊使用時成為將凸緣頭頂部與接觸配合部件的接觸面壓維持均勻的障礙因素，成為金屬密封墊性能降低的原因之一。另一方面，在馬氏體系不銹鋼的情況下，由于沒有必要賦予高的冷軋壓下率來使其加工硬化，因此伴隨加工硬化的各向異性的問題本質上不易產生。

然而，根據發明人的調查可知，即使在使用避免過度冷軋而制造的奧氏體系不銹鋼鋼板、馬氏體系不銹鋼板來進行凸緣成形而成的金屬密封墊中，若在嚴酷的試驗條件下評價性能，被認為起因于材料的各向異性的性能降低仍可成為問題。作為其主要原因，認為是由于材料(鋼板)中在軋制方向連續存在的粗大氧化物系夾雜物使得特定方向的加工性、耐疲勞特性降低。

本發明公開了一種在奧氏體系不銹鋼板中降低由氧化物系夾雜物引起的加工性、耐疲勞特性的“各向異性”的技術。另外，同時公開了一種在高溫下使用的金屬密封墊的用途中，賦予可維持高耐久性的“耐高溫軟化特性”，且防止熱軋中的“熱軋裂紋”的方法。

用于解決課題的手段

已知上述的“各向異性”的降低可通過將存在于鋼板中的氧化物系夾雜物軟質化來解決。另外，設定為加工誘發馬氏體相不易過度生成的化學組成對于各向異性的降低、加工性的維持也是有效的。已知的是，為了提高“耐高溫軟化特性”，重要的是設定為負責應變時效的間隙型固溶元素(C、N)的位錯固定(転位固著)作用難以釋放的組成，為此，在增加Mn含量的基礎上充分確保N含量的方法是有效的。此外，為了防止“熱軋裂紋”，優化δ鐵素體相的生成量是有效的。

即，在本發明中，提供一種奧氏體系不銹鋼熱軋鋼板，以質量％計，包含C：0.030～0.300％、Si：0.30～3.20％、Mn：0.90～17.00％、Ni：1.00～8.00％、Cr：14.00～19.00％、Cu：0.50～3.50％、N：0.045～0.250％、Al：0.0001～0.0300％、V：0～0.50％、Nb：0～0.50％、Ti：0～0.30％、B：0～0.010％、余量Fe和不可避免的雜質，具有由下述(1)式規定的Md₃₀值為50.0以下、由下述(2)式規定的δ₁₂₃₀值為8.0以下的鋼組成，金相組織中觀察的氧化物系夾雜物的平均組成以Al₂O₃、SiO₂和MnO的質量比例換算計為Al₂O₃：30質量％以下、SiO₂：60質量％以下、MnO：15質量％以上，且滿足下述(3)式，

Md₃₀＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr…(1)

δ₁₂₃₀＝-101.5-78.6C+3.1Si+0.4Mn-2.4Ni+7.7Cr-1.5Cu-51.4N…(2)

MnO≥-3SiO₂+110…(3)

此處，在(1)式和(2)式的元素符號的位置代入鋼組成中的該元素的質量％值，在(3)式的MnO和SiO₂的位置分別代入上述氧化物系夾雜物的平均組成中的MnO和SiO₂的換算質量％值。

在上述鋼成分元素中，V、Nb、Ti、B為任意添加元素。鋼成分元素的Al的含量為總的Al含量。所謂“Al₂O₃、SiO₂和MnO的質量比例換算”，是指將氧化物系夾雜物的Al、Si和Mn的含有率分別換算為Al₂O₃、SiO₂和MnO的單獨氧化物的質量比例。

作為適合于金屬密封墊的加工基材的鋼板，可舉出來自上述熱軋鋼板的奧氏體系不銹鋼冷軋鋼板。該奧氏體系不銹鋼冷軋鋼板的板面(軋制面)的維氏硬度例如被調整為400～500HV。其板厚可設定為例如0.05～0.5mm，也可以控制為0.1～0.3mm。

另外，在本發明中，提供一種金屬密封墊，其為對上述的冷軋鋼板進行成形而得到的金屬密封墊，具有通過壓制(沖壓)成形而得到的凸緣，將凸緣頭頂部按壓在接觸配合部件上來使用。在凸緣成形后，根據需要例如可在100～500℃下實施時效處理。“凸緣頭頂部”是指與接觸配合部件相接觸的凸緣凸部的最高部。

發明效果

根據本發明，由于將材料中存在的氧化物系夾雜物低熔點化·軟質化，因此在熱軋時及其后的冷軋時，氧化物系夾雜物追隨鋼基體(基質)的變形在軋制方向伸展，避免在薄壁化了的冷軋鋼板中以粗大粒子的形態殘留。因此，顯著改善了以氧化物系夾雜物為起點的加工性、耐疲勞特性的下降。以往，氧化物系夾雜物因熱軋而以某種程度被截斷，由此產生的粗大粒子接近軋制方向地分布，因此使得彎曲棱線成為軋制方向那樣的彎曲加工性、耐疲勞特性惡化，這成為使加工性、耐疲勞特性產生各向異性的主要原因。根據本發明的冷軋鋼板減輕了這樣的各向異性，在實施凸緣成形后可獲得尺寸精度高的的密封墊。另外，即使在使用密封墊時，由于耐疲勞特性的各向異性小，因此施加在凸緣頭頂部的接觸面壓也維持均勻。其結果，實現了耐泄露性優異的金屬密封墊。而且，由于本發明的冷軋鋼板耐高溫軟化特性優異，因此對于高溫下使用的金屬密封墊的用途是非常有用的。

附圖說明

圖1是示出Al₂O₃、SiO₂、MnO三元系氧化物組成與氧化物系夾雜物的伸展性的關系的圖。

圖2是在L截面觀察的氧化物系夾雜物的光學顯微鏡照片。

圖3是示意性地示出在疲勞試樣的凸緣部附近的形狀的圖。

圖4是關于調質軋制后實施了120小時的加熱試驗的材料例示了加熱溫度和硬度的關系的曲線圖。

具體實施方式

[氧化物系夾雜物]

鋼中存在的夾雜物大致分為高延伸性類型和難變形性類型。前者主要是硫化物系、后者主要是氧化物系。其中，難變形性類型的氧化物系夾雜物在冷軋時也難以伸展，作為粗大的粒子殘留于鋼板中。粗大的氧化物系夾雜物的粒子成為使加工性、耐疲勞特性惡化的主要原因。通常，在煉鋼階段，進行旨在降低夾雜物的量(高潔凈度化)、小徑化的精煉、鑄造。但是，過度的高潔凈度化使煉鋼工序的負荷增大，招致產品成本的增大。因此，在本發明中，作為在一般的潔凈度水平的奧氏體系不銹鋼熔煉中可實現的技術，采用了盡量使氧化物系夾雜物低熔點化·軟質化的方法。

氧化物系夾雜物實際上可認為是以Al、Si、Mn為主要成分的復合氧化物。根據發明人的詳細研究可知，在將氧化物系夾雜物的Al、Si、Mn的含量以換算為Al₂O₃、SiO₂、MnO的單獨氧化物的組成表示時，為了賦予氧化物系夾雜物伸展性，可對有效的夾雜物組成范圍進行特別規定。其組成范圍與Al₂O₃、SiO₂、MnO三元系氧化物平衡相圖中成為熔點比較低的組成的范圍大致一致。

在圖1中示出Al₂O₃、SiO₂、MnO三元系氧化物組成與氧化物系夾雜物的伸展性的關系。圖中的曲線表示對于多數不銹鋼，以一定的基準對與冷軋鋼板的軋制方向和板厚方向平行的截面(L截面)中的該氧化物系夾雜物的伸展狀態進行評價的結果。具體來說，將各氧化物系夾雜物粒子因冷軋被破碎從而明顯在軋制方向伸長的情況以●標記(有伸展性)表示。各曲線的坐標表示將氧化物系夾雜物的Al、Si和Mn的含有率分別換算為Al₂O₃、SiO₂和MnO質量比例時的“氧化物系夾雜物的平均組成”。該換算平均組成為Al₂O₃:30質量％以下、SiO₂：60質量以下、MnO：15質量％以上，且在滿足下述(3)式的區域(圖1中粗框表示)中氧化物系夾雜物具有伸展性。

MnO≥－3SiO₂+110…(3)

如后述的實施例所示，當氧化物系夾雜物的組成處于該區域時，彎曲加工性、耐疲勞特性的各向異性顯著改善，可得到適用于特別是要求高性能的金屬密封墊的基材鋼板。

氧化物系夾雜物的組成可主要根據鋼組成和煉鋼條件來控制。特別是，在鋼組成中充分確保Mn含量、限制Al含量等是有效的。此外，使煉鋼中的脫氧為Si脫氧而不是Al脫氧是非常有效的。

圖2中列示在以40％的壓下率對熱軋退火鋼板實施冷軋、使板厚成為0.8mm階段的L截面上觀察到的氧化物系夾雜物的光學顯微鏡照片。圖2(a)是后述的比較例No.22，圖2(b)是后述的發明例No.1的例子。通常，可在奧氏體系不銹鋼鋼板中觀察到的氧化物系夾雜物是硬質的，如(a)那樣，即使通過冷軋也不太會被破碎而存在于鋼板中。厚板變得越薄，板厚中所占的夾雜物粒子的直徑的比例越增加，越易于成為阻礙加工性、耐疲勞特性的主要原因。另一方面，根據本發明的奧氏體系不銹鋼板的氧化物系夾雜物的組成被調整到軟質的范圍，如(b)那樣，通過軋制而被破碎，追隨鋼基體的金屬流(メタルフロー)而在軋制方向伸展。隨著板厚的減小，氧化物系夾雜物的伸展度也增大，對彎曲加工性、耐疲勞特性的不良影響變得非常小。在實施凸緣壓制成形的金屬密封墊的用途中，希望在供給成形的鋼板的L截面的觀察中，氧化物系夾雜物在板厚方向的最大直徑為5.0μm以下，更優選為3.0μm以下。另外，其板厚方向的最大直徑伸展至板厚的1.0％以下是更有效的。

[鋼組成]

對作為本發明對象的鋼板的化學組成(鋼組成)進行說明。以下，若無特別說明，鋼組成中的“％”是指“質量％”。

C是奧氏體生成元素，是對奧氏體相和加工誘發馬氏體相的強化有效的元素。如果C含量太少，則上述的強化作用得不到充分發揮。根據各種研究的結果，需要將C含量設為0.030％以上，更優選設為0.060％以上。也可控制為超過0.100％的C含量。但是，含有過量的C在冷卻過程中容易招致Cr系碳化物的晶界析出，成為耐腐蝕性降低的主要原因。在0.300％以下的范圍內調整C含量。

Si在煉鋼時作為脫氧劑而添加。根據發明人的研究，在將氧化物系夾雜物的組成控制在軟質的區域的基礎上，利用Si的脫氧是非常有效的。需要將Si添加至Si含量為0.30％以上。另外，Si使奧氏體相和加工誘發馬氏體相硬質化的作用大，該硬質化作用對于密封墊的高強度化是有效的。但是，過度的硬質化成為加工性、韌性降低的主要原因。Si含量被限制在3.20％以下的范圍，也可控制在3.00％以下。

Mn是奧氏體生成元素，同時也是實現氧化物系夾雜物的軟質化的重要元素。另外，可知在提高了Mn含量時，可享有通過充分確保N含量而帶來的耐高溫軟化特性的提高效果。推測這是起因于如下而產生的效果：在Mn含量高的情況下，因冷加工后的加熱而在刃狀位錯的端部(刃的部分)聚集了的C、N中，直至高溫N都容易持續發揮固定位錯的作用。也就是說，認為通過Mn和N的復合作用，“應變時效”的組織狀態即使通過高溫加熱也不易崩潰。這例如從以下得到肯定：后述實施例中的比較例No.22(Mn含量低、N含量高)中，耐高溫軟化特性低，但各本發明例(Mn含量、N含量都非常高)中，耐高溫軟化特性得到改善。

根據發明人的詳細研究的結果，為了充分減輕加工性、耐疲勞特性的各向異性、從而實現高性能的密封墊，確保0.90％以上的Mn含量是非常有效的。當Mn含量低于0.90％時，難以將氧化物系夾雜物的組成控制在上述的規定范圍，不能穩定地得到各向異性小的密封墊。另外，在提高耐高溫軟化特性方面也變得不利。也可將Mn含量控制在超過1.00％的范圍。但是，如果Mn含量增多，則煉鋼中的負擔增大，另外根據用途而招致耐腐蝕性不足。各種研究的結果，Mn含量被允許直至17.00％，優選設為8.00％以下，也可以控制在5.00％以下的范圍。

Ni是奧氏體生成元素，在本發明中將Ni含量設為1.00％以上。如果Ni含量低于1.00％，則在退火后的狀態下難以進行為了得到奧氏體單相組織的成分調整。在本發明中，由于如上所述那樣含有Mn，由此能夠節約Ni含量。Ni含量可設定為8.00％以下的范圍。

Cr是在賦予作為不銹鋼而需要的耐腐蝕性方面必須的元素。在金屬密封墊的用途中，希望確保14.00％以上的Cr含量。但是，由于Cr是鐵素體生成元素，因此如果Cr含量增大，則退火后形成奧氏體單相組織所需要的奧氏體生成元素的量也增大，成為招致鋼材成本上升的主要原因。各種研究的結果，優選將Cr含量設為19.00％以下的范圍。

Cu是奧氏體生成元素，認為與Mn同樣對耐高溫軟化特性的提高也是有效的。在本發明中，以Cu含量為0.50％以上的鋼為對象。但是，如果使Mn和Cu同時增加，則在熱軋前的加熱中容易析出Cu－Mn相，成為招致熱軋中的裂紋的主要原因。為了防止熱裂紋，如后述那樣將(2)式的δ₁₂₃₀值限制在一定以下是有效的，但除此之外，必須將Cu含量限制在3.50％以下。

N是奧氏體生成元素，與C同樣對奧氏體相和加工誘發馬氏體相的強化是有效的。另外，為了充分獲得被認為是如上那樣與Mn的復合效果的耐高溫軟化特性的提高效果，N的添加也是重要的。各種研究的結果，將N含量設為0.045％以上。如果N含量小于0.045％，則特別是難以穩定提高耐高溫軟化特性。將N含量設為0.085％以上是更有效的。過量含有N在退火后的冷卻過程中形成氮化物，成為耐腐蝕性、耐疲勞特性降低的主要原因。N含量被限制在0.250％以下。

Al是具有強的脫氧作用的元素。但是，根據發明人的研究可知，進行如下的精煉容易將氧化物系夾雜物的組成控制在上述范圍，即，以Si脫氧為主而不是Al單獨脫氧，且以鋼中的總的Al含量成為0.0001％以上的方式來含有Al。如果Al含量增大，則有時給韌性帶來不良影響。鋼中的總的Al含量被限制在0.0300％以下。

V、Nb、Ti、B是在改善制造性、強度、耐疲勞特性等方面有效的元素。可根據需要添加這些元素中的一種以上。將V設為0.50％以下的含量范圍，將Nb設為0.50％以下的含量范圍，將Ti設為0.30％以下的含量范圍，將B設為0.020％以下的含量范圍。更有效的含量范圍是V：0.01～0.50％、Nb：0.01～0.50％、Ti：0.01～0.30％、B：0.0005～0.020％。

調整各元素含量使得由以下述(1)式規定的Md₃₀值為50.0以下。

Md₃₀＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr…(1)

此處，在(1)式的元素符號的位置代入該元素的質量％的值。Md₃₀是作為在對單相奧氏體給予30％的拉伸應變時，組織的50％相變為馬氏體的溫度(℃)而定義的奧氏體穩定度的指標。在本發明中，以Md₃₀值成為50.0以下的方式使各元素的含量平衡，不過度誘發加工誘發馬氏體相。

調整各元素含量使得由以下(2)式規定的δ₁₂₃₀值成為8.0以下。

δ₁₂₃₀＝-101.5-78.6C+3.1Si+0.4Mn-2.4Ni+7.7Cr-1.5Cu-51.4N…(2)

此處，在(2)式的元素符號的位置代入該元素的質量％的值。δ₁₂₃₀是表示對通過連續鑄造而得到的鑄片進行1230℃×120min的加熱后的鑄片截面中央部的δ鐵素體相的量(體積％)的指標。根據發明人的研究，若奧氏體系不銹鋼中使Mn含量和Cu含量同時增大，則在熱軋前的鑄片加熱時，容易析出Cu-Mn相，成為熱軋時產生裂紋的主要原因。Cu-Mn相對熱軋裂紋的影響與δ鐵素體相的存在量有關，在如本發明對象鋼這樣使Mn和Cu的合計含量成為1.4質量％以上的鋼種中，通過將δ₁₂₃₀值調整為8.0以下能夠顯著防止熱軋裂紋。

另外，該δ₁₂₃₀是對于Mn和Cu的合計含量為1.4質量％以上的種類的奧氏體系鋼種，導出穩定地防止應用了奧氏體系不銹鋼的一般熱軋條件(鑄片加熱溫度：1100～1350℃)時的熱軋裂紋的方法的指標，不意味著應使熱軋前的鑄片加熱溫度為1230℃。

[制造方法]

以下例示代表性的制造方法。通過通常的不銹鋼煉鋼設備將調整為上述化學成分的鋼熔煉，得到鑄片。不需要為了高潔凈度化的特殊處理。但是，對于脫氧方法，希望設為Si脫氧而不是Al單獨脫氧。更有效的是，還并用Al添加。與通常的奧氏體系不銹鋼的制造同樣地對鑄片進行熱軋，得到熱軋鋼板。熱軋前的鑄片加熱溫度可設為1100～1350℃的范圍。熱軋鋼板中存在的氧化物系夾雜物處于上述的組成范圍，被軟質化。

對熱軋鋼板實施退火后，實施冷軋來減小板厚。根據需要在冷軋的途中實施中間退火。被軟質化的氧化物系夾雜物由于冷軋中的壓下而破碎，追隨鋼基體的金屬流而在軋制方向伸展。可在實施最終退火后實施調質軋制，形成最終產品的板厚。該板厚例如為0.05～0.5mm。這樣操作可得到來自上述熱軋鋼板的冷軋鋼板。予以說明，上述各工程的退火后，通常進行酸洗。

得到的冷軋鋼板消除了起因于粗大的氧化物系夾雜物在軋制方向連續存在的以往材料中的各向異性的問題，適于以金屬密封墊為首的各種壓制加工用途。在制造金屬密封墊的過程中，通過凸緣壓制成形而形成一定高度的凸緣。對得到的壓制加工品，可根據需要在100～500℃進行時效處理。通過該時效處理，可得到上述的“應變時效”的效果，材料被高強度化。即使在沒有進行時效處理的情況下，在作為金屬密封墊的使用中，當材料升溫至高溫時也可得到應變時效的效果。根據本發明的金屬密封墊如上所述改善了耐高溫軟化特性，因此不易發生高溫用途中的強度降低，結合耐疲勞特性的各向異性降低效果，發揮了優異的耐久性。

實施例

熔煉表1所示化學組成的鋼，得到了鑄片。對于脫氧來說，本發明的對象鋼全都設為Si脫氧。在1100～1350℃×120min對鑄片進行加熱后，從爐中取出，施行熱軋得到板厚3.0mm的熱軋鋼板。

表1

下線：本發明規定范圍之外

[氧化物系夾雜物的組成分析]

對從各熱軋鋼板切出的與試樣的軋制方向和板厚方向平行的截面(L截面)進行SEM觀察，從L截面內存在的氧化物系夾雜物的粒子中隨機選擇30個粒子，通過EDX(能量色散型X射線分析)進行組成分析。分別將各夾雜物的Al、Si和Mn的含有率換算為單獨氧化物Al₂O₃、SiO₂及MnO的質量的比例，通過將該質量比例的值對30個氧化物系夾雜物求平均，求得該鋼板中的氧化物系夾雜物的平均組成。

接著，在對各熱軋鋼板實施1100℃×均熱60sec的熱處理后，通過冷軋減小板厚。在冷軋的途中于900～1100℃的范圍插入一次或多次均勻熱60sec的中間退火，設定調質壓下率進行調質軋制，使得在最終板厚0.2mm的情況下，板面(軋制面)的硬度成為430～460HV，得到板厚0.2mm的冷軋鋼板。將這樣操作得到的調質軋制精加工的冷軋鋼板作為供試材料供給以下的試驗。

[硬度]

對供試材料的板面(軋制面)測定了維氏硬度。

[彎曲加工性]

根據JIS Z 2248：2006的V塊法，對于作為調質軋制精加工的冷軋鋼板的供試材料進行彎曲試驗。將試樣的縱向方向成為與軋制平行的方向表示為L方向，將與軋制成直角的方向表示為C方向。在L方向的彎曲試樣中，彎曲棱線成為與軋制成直角的方向，在C方向的彎曲試樣中，彎曲棱線成為與軋制平行的方向。將彎曲部外側不產生裂傷等缺陷的最小彎曲半徑R與板厚t的比設為“彎曲極限R/t”。以試驗數n＝3進行彎曲試驗，將3次中最壞的結果作為該試驗中的成績采用。L方向、C方向彎曲極限R/t都為1.5以下、且[C方向的彎曲極限R/t值]/[L方向彎曲極限R/t值]的比為1.3以下的試樣，可評價為作為供給凸緣壓制成形的金屬密封墊用基材鋼板具有良好的彎曲加工性。

[耐疲勞特性]

從供試材料分別采取縱向方向為L方向和C方向的長方形試樣(寬8mm)，進行凸緣壓制成形，加工為具有圖3(a)、(b)所示形狀的“初始凸緣”的試樣。初始凸緣的槽寬為約3mm，初始凸緣的高度為約0.4mm。對該初始凸緣部施加相當于金屬密封墊的初始緊固的壓縮，制成了具有如圖3(c)所示那樣殘留凸緣高度為約0.1mm的模擬凸緣的試樣。予以說明，圖3(b)、(c)中示意性示出的截面形狀夸張地描繪了板厚方向的尺寸。使用該疲勞試樣，進行對模擬凸緣部賦予交變應力(両振り応力)的疲勞試驗，求出重復數10⁷次的疲勞極限(疲勞限度，N/mm²)。L方向、C方向的疲勞極限都為300N/mm²以上、且L方向和C方向的疲勞極限的差為30N/mm²以下的試樣可評價為在具有凸緣壓制成形部的金屬密封墊中呈現優異的耐疲勞特性。

[耐高溫軟化特性]

對調質軋制狀態的各供試材料，在300～800℃的范圍內每100℃的各溫度下實施保持120小時的加熱處理，測定加熱處理后的板面(軋制面)的硬度。圖4中例示對于一部分供試材料的測定結果。圖4(a)是比較例No.23，圖4(b)是本發明例No.1(No.記載于表2中)。在加熱時間120小時的條件下都可觀察到300℃、400℃的加熱溫度下應變時效引起的硬度上升。當加熱溫度為高溫時，材料軟化。與600℃以上的高溫區域下的軟化行為相比，在本發明例No.1中，軟化得到顯著抑制，在800℃×120小時的加熱中也維持了350HV左右的硬度，耐高溫軟化特性顯著地改善。在該加熱試驗中，對于調質軋制材料的硬度H₀(HV),若硬度降低至2/3的加熱溫度、即成為2/3H₀(HV)的加熱溫度為800℃以上，則可判斷為作為經凸緣成形的金屬密封墊具有優異的耐高溫軟化特性。因此，在此通過成為2/3H₀的溫度評價了耐高溫氧化特性。

表2中示出了這些結果。予以說明，表2中記載的“最終退火”是指在調質軋制之前進行的最后退火。

表2

如從表2可知的那樣，本發明例的試樣的氧化物系夾雜物的組成處于上述軟質的范圍，彎曲加工性及耐疲勞特性的各向異性小，具有適合于金屬密封墊的良好特性。當對這些供試材料(冷軋退火鋼板)的L截面調查時發現，氧化物系夾雜物由于軋制而被破碎從而在軋制方向伸展，板厚方向的最大直徑為2μm以下。另外，本發明例的試樣的耐高溫軟化特性也良好。

與此相對，比較例No.21～24由于夾雜物的組成都位于軟質的區域之外，因此彎曲加工性及疲勞特性的各向異性大。No.22由于Mn含量低，因此盡管充分確保了N含量，耐高溫軟化特性仍然差。No.23由于N含量低，另外No.24由于Mn含量及N含量低，因此這些鋼板的耐高溫軟化特性也差。No.25由于C含量低，因此為了高強度化所需要的調質壓下率變高，各向異性差。No.26由于δ₁₂₃₀值過高，因此因熱軋而產生了裂紋。

接著，介紹對于脫氧方法對夾雜物的組成的影響進行了調查的實驗例。如上所述，表1中示出的本發明對象鋼將煉鋼工序中的脫氧設為“Si脫氧”。另外，作為比較鋼的鋼R也設為“Si脫氧”。因此，以成為與表1的鋼D及鋼R(均是Si脫氧)同樣的鋼組成的方式利用“Al脫氧”分別熔煉鋼D-1和R-1，用與上述相同的方法調查夾雜物的組成。其結果示于表3。

表3

如表3所例示的那樣，可知即使在熔煉同樣的鋼組成的鋼的情況下，夾雜物的組因脫氧方法的不同而發生很大變化。為了得到本發明規定的軟質組成的夾雜物，與Al脫氧相比Si脫氧更有利。