CN109252088A - 铁素体不锈钢和耐热部件 - Google Patents

Abstract

本发明涉及根据本发明的一种铁素体不锈钢，以质量％计，包含：0.001％≤C≤0.020％、0.05％≤Si≤0.50％、0.1％≤Mn≤1.0％、15.0％≤Cr≤25.0％、Mo＜0.50％、0.50％≤W≤5.00％、以及0.01％≤Nb≤0.50％，余量为Fe和不可避免的杂质，该铁素体不锈钢中直径为0.50μm以上的粗莱夫斯相的含量(粗莱夫斯相比率)为0.1％以下，并且该铁素体不锈钢的平均粒径为30μm以上200μm以下。

Description

铁素体不锈钢和耐热部件

技术领域

本发明涉及铁素体不锈钢和耐热部件，更详细而言，涉及具有优异冷加工性和耐热性的铁素体不锈钢以及使用该铁素体不锈钢的耐热部件。

背景技术

铁素体不锈钢具有优异的抗氧化性和冷加工性，另一方面，其高温强度低于奥氏体不锈钢的高温强度。为此，铁素体不锈钢不太适合用作耐热高强度部件。作为最常见的用途，铁素体不锈钢利用其低热膨胀系数而被用于涉及热疲劳的消声器、管道等。此外，含有Mo和Nb的铁素体不锈钢在熔炼铸造后或在暴露于高温时易于形成莱夫斯相(Lavesphase)。粗莱夫斯相导致韧性和可加工性的劣化。为了扩展铁素体不锈钢的用途，必须克服这些问题。基于上述情况，目前已提出各种建议来克服这些问题。

例如，专利文献1公开了这样一种方法，其中对含有预定量W的铁素体含Cr钢材进行热轧，对该热轧板进行退火和冷轧，然后在1,020℃至1,200℃的温度下进行最终退火。

该专利文献描述了(A)通过该方法，可以使W的析出量减少至0.1％以下，并且由此(B)合金的热膨胀系数可以显著降低。

专利文献2公开了一种制造含Nb铁素体不锈钢热轧退火带卷的方法，其包括：(a)在890℃以上的精轧温度下对含有含Nb铁素体不锈钢的板坯进行热轧，(b)将得到的热轧板带用水冷却，并在400℃以下的卷绕温度下卷绕板带以形成卷材，以及(c)卷绕后，在低温下将卷材浸入水中。

该专利文献描述了(A)即使板带仅仅用水冷却，仍然会由于卷绕成卷材后的热量回收而发生因莱夫斯相的形成所致的脆性和475℃脆性，以及(B)当板带在400℃以下的温度下被卷绕并且将卷绕后所得的卷材浸入水中时，可以抑制热回收以及由于热回收所致的脆性。

专利文献3公开了一种制造耐热铁素体不锈钢板的方法，其包括：(a)对含有含Cu耐热铁素体不锈钢的板坯进行热轧，以得到热轧卷材，(b)对该热轧卷材进行冷轧，以及(c)在980℃至1,070℃的温度下将冷轧板退火。

该专利文献描述了(A)当添加Cu时，提高了高温强度，但由于成分的轻微差异，抗氧化性变化巨大，以及(B)通过优化其成分，可以抑制维持于高温时表层部中γ相的生成，并且可抑制抗氧化性的劣化。

专利文献4公开了一种制造铁素体不锈钢的方法，其包括：(a)对含有0.3质量％以上Nb的铁素体不锈钢进行热轧，(b)对该热轧板进行冷轧，以及(c)最后在1,000℃至1,100℃的温度下将冷轧板退火。

该专利文献描述了(A)当对铁素体不锈钢进行Ni钎焊时，该材料必须暴露在1,100℃以上的高温下，但在这样的高温下，铁素体不锈钢会引起晶粒粗化，并且韧性易于劣化，以及(B)当添加0.3质量％以上的Nb时，能够抑制Ni钎焊温度下的晶粒粗化。

专利文献5公开了Al、Ti和Si含量经过优化的耐热铁素体不锈钢。

该专利文献描述了(A)铁素体不锈钢在高温下使用时易于引起内部晶界氧化，以及(B)当铁素体不锈钢中所含的Al和Ti的溶质的量受到限制并且Si的添加量增加时，可以将内部晶界氧化抑制到900℃的温度范围。

通常通过添加Mo进行固溶硬化来实现铁素体不锈钢的耐热性的提高，但从防止可加工性劣化和降低成本的观点来看，应避免大量添加Mo。另一方面，已知W为具有与Mo相同效果的元素，并且提出了用W取代部分Mo的材料(参照专利文献1)。然而，几乎没有提出为了提高耐热性而仅添加W的铁素体不锈钢。这是因为与Mo相比，W的固溶硬化能力较小，因此为了获得相同程度的强度，必须添加大量的W。此外，以往还未曾提出基本上仅含有作为固溶硬化用元素的W且冷加工性和耐热性优异的铁素体不锈钢。

专利文献1：日本专利No.4604714

专利文献2：JP-A 2012-140688

专利文献3：JP-A2009-235555

专利文献4：JP-A 2009-174040

专利文献5：JP-A H08-170155

发明内容

本发明的一个目的是提供一种具有优异冷加工性和耐热性的铁素体不锈钢。

本发明的另一目的是提供一种具有优异高温强度的耐热部件。

为了克服现有技术中的上述问题而作出了本发明。

根据本发明的一种铁素体不锈钢，

以质量％计，该铁素体不锈钢包含：

0.001％≤C≤0.020％、

0.05％≤Si≤0.50％、

0.1％≤Mn≤1.0％、

15.0％≤Cr≤25.0％、

Mo＜0.50％、

0.50％≤W≤5.00％、以及

0.01％≤Nb≤0.50％，

余量为Fe和不可避免的杂质，

该铁素体不锈钢中直径为0.50μm以上的粗莱夫斯相的含量(粗莱夫斯相比率)为0.1％以下，并且

该铁素体不锈钢的平均粒径为30μm以上200μm以下。

根据本发明的一种耐热部件，其包含铁素体不锈钢，

其中以质量％计，所述铁素体不锈钢包含：

0.001％≤C≤0.020％、

0.05％≤Si≤0.50％、

0.1％≤Mn≤1.0％、

15.0％≤Cr≤25.0％、

Mo＜0.50％、

0.50％≤W≤5.00％、以及

0.01％≤Nb≤0.50％，

余量为Fe和不可避免的杂质，

该铁素体不锈钢中直径为0.50μm以上的粗莱夫斯相的含量(粗莱夫斯相比率)为0.1％以下，

该铁素体不锈钢的平均粒径为30μm以上200μm以下，并且该铁素体不锈钢中直径为0.20μm以下的细莱夫斯相的含量(细莱夫斯相比率)为0.05％以上。

W和Mo各自具有使铁素体不锈钢固溶硬化的作用，但同时也具有形成莱夫斯相的作用。粗莱夫斯相会导致材料的韧性劣化。为了消除粗莱夫斯相，必须在高于莱夫斯相的固溶温度的温度下对铁素体不锈钢进行热处理。然而，含Mo的莱夫斯相具有较高的固溶温度。因此，这种铁素体不锈钢必须在更高的温度下进行热处理，以使粗莱夫斯相溶解于固体中。其结果是，铁素体不锈钢的晶粒粗化。晶粒粗化导致冷加工性劣化。

另一方面，与含Mo的莱夫斯相相比，含W的莱夫斯相的固溶温度较低。因此，可以降低热处理温度，并且可以消除粗莱夫斯相而不会使晶粒粗化。

此外，当这种铁素体不锈钢在消除粗莱夫斯相后保持在适当温度时，可以在晶粒中析出细莱夫斯相。适当量的细莱夫斯相不会使韧性劣化，有时还有助于提高高温强度。通过在热处理期间特别给予适当的应变，可进一步加速细莱夫斯相的析出。因此，耐热性得以提高并且冷加工性不会劣化。

具体实施方式

下面将详细描述本发明的一个实施方案。

1.铁素体不锈钢

根据本发明的铁素体不锈钢要求具有以下构成。

以质量％计，该铁素体不锈钢包含：

0.001％≤C≤0.020％、

0.05％≤Si≤0.50％、

0.1％≤Mn≤1.0％、

15.0％≤Cr≤25.0％、

Mo＜0.50％、

0.50％≤W≤5.00％、以及

0.01％≤Nb≤0.50％，

余量为Fe和不可避免的杂质。

该铁素体不锈钢中直径为0.50μm以上的粗莱夫斯相的含量(粗莱夫斯相比率)为0.1％以下。

该铁素体不锈钢的平均粒径为30μm以上200μm以下。

1.1.组成

1.1.1.主要构成元素

根据本发明的铁素体不锈钢包含以下元素，余量为Fe和不可避免的杂质。添加元素的种类、成分的含量范围及其限定原因如下。“％”是指质量％。

(1)0.001％≤C≤0.020％

C是代表性的溶质元素。C与其他元素(如Nb、Ti)一起形成碳化物，并且具有抑制晶粒生长的效果。为了实现该效果，C含量应该为0.001％以上。C含量优选为0.003％以上，更优选为0.005％以上。

另一方面，C含量过高会过度增加基体强度，结果会使冷加工性和冲击性劣化。为此，C含量应该为0.020％以下。C含量优选为0.015％以下，更优选为0.011％以下。

(2)0.05％≤Si≤0.50％

Si作为脱氧剂是有效的。为了实现该效果，Si含量应该为0.05％以上。Si含量优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上。

另一方面，Si是用于固溶硬化的代表性元素。因此，Si含量过高会使基体强度过度增加，结果会使冷加工性和冲击性劣化。为此，Si含量应该为0.50％以下。Si含量优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下。

(3)0.1％≤Mn≤1.0％

Mn具有提高氧化皮的耐剥离性的效果，因此在高温下使用铁素体不锈钢时特别添加Mn。此外，Mn抑制S的晶界偏析(其会损害热加工性)，从而提高热加工性。为了实现这些效果，Mn含量应该为0.1％以上。Mn含量优选为0.20％以上，更优选为0.25％以上。

另一方面，Mn是稳定奥氏体的元素。因此，Mn含量过高会使铁素体相不稳定。为此，Mn含量应该为1.0％以下。Mn含量优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。

(4)15.0％≤Cr≤25.0％

Cr是稳定铁素体相的元素，并且有助于提高耐腐蚀性和抗氧化性。为了实现该效果，Cr含量应该为15.0％以上。Cr含量优选为16.0％以上，更优选为16.5％以上。

另一方面，Cr含量过高容易导致σ相(脆性相)的形成，使冷加工性和冲击性劣化。因此，Cr含量应该为25.0％以下。Cr含量优选为21％以下，更优选为18％以下。

(5)Mo＜0.50％(0≤Mo＜0.50％)

Mo元素显示出与后述W相同的效果。Mo是稳定铁素体的元素，并且有助于固溶硬化和提高耐腐蚀性和抗氧化性。然而，由于Mo具有比W更强的形成莱夫斯相的能力，因此即使添加少量的Mo，也会析出莱夫斯相。此外，由于含Mo的莱夫斯相具有高固溶温度，因此为了消除莱夫斯相，铁素体不锈钢应在较高温度下进行热处理。为此，Mo含量应该低于0.50％。Mo含量优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下，进一步优选为0.10％以下。

(6)0.50≤W≤5.00％

W是本发明中最重要的元素。W是稳定铁素体的元素，并且有助于固溶硬化，并提高耐腐蚀性和抗氧化性。为了实现这些效果，W含量应该为0.50％以上。W含量优选为1.0％以上，更优选为1.5％以上。

另一方面，W含量过高使大量的粗莱夫斯相析出。在本发明中，莱夫斯相具有Fe₂W作为基本组分，其部分地被Cr或Nb取代。莱夫斯相通常被认为是脆性相，并且粗莱夫斯相会导致冷加工性和冲击性劣化。为此，W含量应该为5.00％以下。W含量优选为3.0％以下，更优选为2.5％以下。

(7)0.01≤Nb≤0.50％

Nb具有提高冷加工性和冲击性的作用。在铁素体不锈钢中，溶质C可能会使冷加工性能和冲击性劣化。Nb是形成碳化物的元素，因此将C固定在材料中，由此抑制C溶解在基体中。为了实现这些效果，Nb含量应该为0.01％以上。Nb含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。

另一方面，Nb含量过高会形成粗碳化物和莱夫斯相，并可能对冷加工性能和冲击性产生不利影响。为此，Nb含量应该为0.50％以下。Nb含量优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。

1.1.2.次要构成元素

除了上述主要构成元素之外，根据本发明的铁素体不锈钢还可以包含至少一种下述元素。添加元素的种类、成分的含量范围及其限定原因如下。“％”是指质量％。

(8)0.1％≤Cu≤2.0％

Cu是提高低温韧性的元素，并且通过在高温范围内析出Cu进一步有助于提高高温强度。为了实现这些效果，Cu含量优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上，进一步优选为0.50％以上。

另一方面，Cu是稳定奥氏体的元素。因此，Cu含量过高会使铁素体相不稳定。此外，Cu含量过高会使热加工性和抗氧化性劣化。因此，Cu含量优选为2.0％以下，更优选为1.8％以下，进一步优选为1.5％以下。

(9)0.1％≤Ni≤2.0％

Ni是与Cu类似的提高低温韧性的元素。为了实现该效果，Ni含量优选为0.1％以上，更优选为0.2％以上，进一步优选为0.5％以上。

另一方面，Ni是稳定奥氏体的元素。因此，Ni含量过高会使铁素体相不稳定。此外，Ni含量过高会使热加工性和抗氧化性劣化。因此，Ni含量优选为2.0％以下，更优选为1.8％以下，进一步优选为1.5％以下。

可以添加Cu和Ni中的任何一种，也可以添加Cu和Ni两者。

(10)0.001％≤Al≤0.50％

Al作为脱氧剂是有效的。为了实现该效果，Al含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。

另一方面，Al含量过高会导致脆化加速，形成氮化铝，从而成为破坏的起点这些问题。因此，Al含量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.10％以下。

(11)0.01％≤Ti≤0.50％

Ti具有提高冷加工性和冲击性的作用。在铁素体不锈钢中，溶质C可能会使冷加工性能和冲击性劣化。Ti是形成碳化物的元素，因此将C固定在材料中，由此抑制C溶解在基体中。为了实现这些效果，Ti含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。

另一方面，Ti含量过高会形成粗碳化物，并可能对冷加工性能和冲击性产生不利影响。为此，Ti含量优选为0.50％以下，更优选为0.40％以下，进一步优选为0.30％以下。

(12)0.01％≤Ta≤0.50％

Ta具有提高冷加工性和冲击性的效果。在铁素体不锈钢中，溶质C会使冷加工性和冲击性劣化。Ta是形成碳化物的元素，因此将C固定在材料中，由此抑制C溶解在基体中。为了实现这些效果，Ta含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。

另一方面，Ta含量过高会形成粗碳化物，并可能对冷加工性能和冲击性产生不利影响。因此，Ta含量优选为0.50％以下，更优选为0.40％以下，进一步优选为0.30％以下。

可以添加Ti和Ta中的任何一种，也可以添加Ti和Ta两者。

(13)0.0001％≤B≤0.0080％

B是确保热加工性的有效元素。为了实现该效果，B含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0003％以上，进一步优选为0.0005％以上。

另一方面，B含量过高会使热加工性劣化。因此，B含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0050％以下。

(14)0.0005％≤Mg≤0.0100％

Mg是与B类似的确保热加工性的有效元素。为了实现该效果，Mg含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0015％以上。

另一方面，在添加超过必要量的Mg的情况下，改善热加工性的效果饱和，并没有实际益处。为此，Mg含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0080％以下，并且更优选为0.0050％以下。

(15)0.0005％≤Ca≤0.0100％

Ca是与B和Mg类似的可有效确保热加工性的元素。为了实现该效果，Ca含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0015％以上。

另一方面，在添加超过必要量的Ca的情况下，热加工性的提高效果饱和，没有实际益处。为此，Ca含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下。

可以添加B、Mg和Ca中的任何一种，并且可以添加其中的至少两种。

1.1.3.不可避免的杂质

不可避免的杂质元素及其含量应限定如下。“％”是指质量％。

(16)P≤0.050％(0≤P≤0.050％)

P是用于固溶硬化的元素。因此，P含量过高会过度增加基体强度并使冷加工性和冲击性劣化。因此，P含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下，进一步优选为0.035％以下。

(17)O≤0.0300％(0≤O≤0.0300％)

O含量过高会加速氧化物的形成并使可加工性劣化。因此，O含量优选为0.0300％以下，更优选为0.0200％以下，进一步优选为0.0150％以下。

(18)N≤0.0350％(0≤N≤0.0350％)

N含量过高会导致硬质的氮化物形成并使可加工性劣化。因此，N含量优选为0.0350％以下，更优选为0.0300％以下，进一步优选为0.0250％以下。

1.1.4.莱夫斯相的固溶温度

在铁素体不锈钢中，莱夫斯相易于在熔炼铸造过程中析出。析出的莱夫斯相的固溶温度根据钢整体的组成而明确确定。随着莱夫斯相的固溶温度升高，消除粗莱夫斯相所需的热处理温度升高，并且晶粒易于粗化。为了消除粗莱夫斯相的同时不使晶粒粗化，莱夫斯相的固溶温度优选为950℃以下，更优选为930℃以下，进一步优选为900℃以下。

1.2.粗莱夫斯相的含量(粗莱夫斯相比率)

与Mo相比，W具有较小的固溶硬化能力。因此，为了实现与添加Mo的钢相同或更高的效果，必须添加大量的W。然而，在添加大量W的情况下，在熔炼铸造时易于析出莱夫斯相。粗莱夫斯相会导致冲击值和可加工性劣化。为此，如下所述，通过本发明中的热处理消除粗莱夫斯相。在热处理不充分的情况下，会残留粗莱夫斯相，从而不能充分提高冲击值和加工性。

为了实现高冲击值和可加工性，粗莱夫斯相的含量(粗莱夫斯相比率)应该为0.10％以下。粗莱夫斯相比率优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。

这里使用的术语“粗莱夫斯相”是指直径为0.50μm以上的莱夫斯相。

这里使用的术语“粗莱夫斯相比率”是指粗莱夫斯相的重量与铁素体不锈钢的总重量之比。

1.3.平均粒径

一般来说，如果平均粒径过度增加，会使冷加工性劣化。这是因为随着晶粒变粗，铁素体不锈钢在冷加工时难以均匀地变形。在添加Mo的钢中，莱夫斯相的固溶温度高。因此，为了消除莱夫斯相，添加Mo的钢必须在更高的温度下进行热处理。因此，晶粒易于粗化。另一方面，在添加W的钢中，莱夫斯相的固溶温度相对较低。因此，可以消除莱夫斯相而不会使晶粒粗化。

为了抑制冷加工性的劣化，铁素体不锈钢的平均粒径应在200μm以下。平均粒径优选为150μm以下，更优选100μm以下。

另一方面，在平均粒径过小的情况下，当在高温环境下使用铁素体不锈钢时，高温强度可能会劣化。因此，铁素体不锈钢的平均粒径优选为30μm以上，更优选为40μm以上，进一步优选为50μm以上。

这里使用的术语“平均粒径”是指当观察随机选择的五个视野时，在100倍放大率下观察视野中包含的晶粒的五个粒径值的平均值。

这里使用的术语“晶粒的粒径”是指晶粒的长轴尺寸和短轴尺寸的平均值。

1.4.应变

当粗莱夫斯相溶解在基体中，然后将钢暴露于预定温度时，细莱夫斯相在晶粒中析出。细莱夫斯相具有提高高温强度、特别是蠕变性的作用。通过引入应变来加速细莱夫斯相的这种析出。通常，随着应变引入量的增加，细莱夫斯相的析出加速。

为了获得耐热性优异的铁素体不锈钢，应变的引入量优选为0.01以上，更优选为0.05以上，进一步优选为0.10以上。

另一方面，在应变的引入量过多的情况下，在高温环境下莱夫斯相会粗化，并且可能无法获得有助于提高高温强度的细莱夫斯相。因此，引入量优选为0.50以下，更优选为0.40以下，进一步优选为0.30以下。

这里使用的术语“应变引入量”是指通过使用由电子背散射衍射(EBSD)获得的晶体取向数据计算的塑性应变量。

1.5.细莱夫斯相的含量(细莱夫斯相比率)

如上所述，细莱夫斯相具有提高高温强度、特别是蠕变性的作用。为了获得具有优异耐热性的铁素体不锈钢，细莱夫斯相的含量(细莱夫斯相比率)优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上，还更优选为0.20％以上。

另一方面，细莱夫斯相比率过高可能加速脆性。因此，细莱夫斯相比率优选为1.00％以下，更优选为0.80％以下，进一步优选为0.50％以下。

这里使用的术语“细莱夫斯相”是指直径为0.20μm以下的莱夫斯相。

这里使用的术语“细莱夫斯相比率”是指细莱夫斯相的重量与铁素体不锈钢的总重量之比。

1.6.用途

根据本发明的铁素体不锈钢适合用作在500℃至700℃温度范围内使用的部件的材料。500℃至700℃的温度范围对应于细莱夫斯相的析出温度范围。因此，在该温度范围内使用已消除粗莱夫斯相的铁素体不锈钢时，会析出细莱夫斯相，并提高耐热性。此外，当此时施加适当的应力时，在应力集中部分优先析出细莱夫斯相，结果蠕变性提高。

2.铁素体不锈钢的制造方法

根据本发明的铁素体不锈钢可以通过以下方式制造：(a)将混合为具有预定组成的原料熔炼铸造以获得钢锭，(b)对所得钢锭进行热加工以获得钢材，(c)根据需要在热加工后对钢材进行冷加工，(d)在热加工或冷加工后对钢材进行退火，从而消除粗莱夫斯相。

2.1.熔炼铸造步骤

将混合为具有预定组成的原料熔炼铸造以获得钢锭(熔炼铸造步骤)。在本发明中，对于熔炼铸造的方法和条件没有特别的限制，并且可以根据目的选择各种方法和条件。

2.2.热加工步骤

对所得钢锭进行热加工(热加工步骤)。进行热加工以破坏铸造结构并获得具有所需形状的钢材。对于热加工的方法和条件没有特别的限制，可以根据目的选择各种方法和条件。

2.3.冷加工步骤

根据需要在热加工后对钢材进行进一步的冷加工(冷加工步骤)。进行冷加工以获得具有所需形状和尺寸的钢材。对于冷加工的方法和条件没有特别的限制，可以根据目的选择各种方法和条件。

2.4.退火步骤

将热加工或冷加工后的钢材退火(退火步骤)。进行退火以消除粗莱夫斯相。在退火温度过低的情况下，会残留大量的粗莱夫斯相，导致冷加工性和冲击性劣化。因此，退火温度优选为(莱夫斯相的固溶温度-15)℃以上，更优选为(莱夫斯相的固溶温度-10)℃以上，进一步优选为(莱夫斯相的固溶温度-5)℃以上。

另一方面，在退火温度过高的情况下晶粒粗化。因此，退火温度优选为(莱夫斯相的固溶温度+50)℃以下，更优选为(莱夫斯相的固溶温度+30)℃以下，进一步优选为(莱夫斯相的固溶温度+15)℃以下。

可以根据退火温度适当选择退火时间。通常，随着退火温度的升高，粗莱夫斯相可以在短时间内消失。尽管根据材料组成、退火温度等的变化，退火时间有所不同，但最佳退火时间通常为1至8小时。

2.5.后续步骤

2.5.1.应变引入处理

根据需要，退火后的钢材可以进一步进行应变引入处理。对于应变引入处理的方法和条件没有特别的限制，可以根据目的选择各种方法和条件。应变引入方法的实例包括(a)冷轧或热轧或者锻造，(b)冷模锻或热模锻，以及(c)冷成形辊轧或热成形辊轧(螺杆成形等)。

2.5.2.析出处理

可以对退火后的钢材或应变引入处理后的钢材进行使细莱夫斯相析出的处理。在析出处理温度过低的情况下，细莱夫斯相不能充分析出。为此，析出处理温度优选为500℃以上，更优选为550℃以上，并且还更优选为600℃以上。

另一方面，在析出处理温度过高的情况下，莱夫斯相可能会粗化。为此，析出处理温度优选为700℃以下，更优选为680℃以下，进一步优选为650℃以下。

可以根据析出处理温度适当选择析出处理时间。一般来说，随着析出处理温度的升高，大量的细莱夫斯相可以在短时间内析出。尽管根据材料组成、应变引入量等的变化，析出处理时间有所不同，但最佳析出处理时间通常为4小时至96小时。

3.耐热部件

根据本发明的耐热部件包含根据本发明的铁素体不锈钢。对于耐热部件的形状、工作温度等没有特别的限制。以上已经描述了铁素体不锈钢的细节，因此省略了其描述。

4.作用

具有较小热膨胀系数的陶瓷元件通常用于汽车的O₂传感器和A/F传感器。因此，在这些传感器的壳体中通常使用热膨胀系数较小的铁素体不锈钢(SUS430)。然而，近年来，用于控制汽车燃烧模式的传感器的数量趋于增加，并且出于提高燃烧效率的目的，排气温度也趋于升高。随着排气温度的升高，传感器的壳体中需要更高的耐热性，在目前的情况下，现有的SUS430的耐久性不充分。另一方面，考虑到生产力，冷加工性也是必需的。也就是说，传感器壳体中使用的材料要求具有耐热性和冷加工性。

一般通过加入Mo进行固溶硬化，以提高铁素体不锈钢的耐热性。然而，在添加Mo的钢材中，当退火温度不够高时，会残留使冷加工性劣化的粗莱夫斯相。因此，生产受到限制。此外，高温退火处理使晶粒粗化，因此对冷加工性有不利影响。

另一方面，W被认为是与Mo具有相同效果的元素。然而，目前基本上没有提出仅添加有W的铁素体不锈钢。这是因为与Mo相比，W的固溶硬化能力较小，为了实现与添加Mo的钢材相同的强度，必须添加大量的W。

基于上述情况，本发明人详细研究了W和Mo之间的差异。结果发现，(a)与W相比，Mo易于析出作为脆性相的粗莱夫斯相，(b)莱夫斯相影响冷加工性和冲击性，(c)细莱夫斯相反而提高了蠕变性，以及(d)通过抑制粗莱夫斯相的析出，可同时提高冷加工性、冲击性和蠕变性。

具体而言，本发明人为了同时获得耐热性和冷加工性，基于SUS430(不含Mo、W)，研究了有助于提高高温强度并且具有低的莱夫斯相的固溶温度的W，发明人对优化进行了研究。此外，还添加了抑制晶粒粗化和捕集溶质碳的Nb，并进行了优化，以保持高温强度。结果获得了这样的铁素体不锈钢，与常规耐热铁素体不锈钢相比，该铁素体不锈钢兼具优异的冷加工性和高温强度，并且表现出优异的性能均衡。

根据本发明的铁素体不锈钢的莱夫斯相的固溶温度较低，因此可以在不使晶粒粗化的情况下消除粗莱夫斯相。此外，当铁素体不锈钢在消除粗莱夫斯相之后保持在适当的温度时，细莱夫斯相可以在晶粒中析出。细莱夫斯相不会导致韧性变差，反而有时有助于提高高温强度。特别是在热处理期间施加适当的应变时，这种细莱夫斯相的这种析出进一步加速。结果，耐热性提高而不损害冷加工性。

根据本发明的铁素体不锈钢不仅可用于传感器的壳体中，还可用于各种用途。例如，通过冷加工将材料成形为预定形状来获得耐热螺栓，然后可在高温下使用。对于耐热螺栓，通常采用奥氏体不锈钢。然而，SUS304所代表的奥氏体不锈钢在冷加工时变硬，因此变形阻力大。此外，奥氏体不锈钢的热膨胀系数较大，在拧紧螺栓时容易产生松动或间隙。

另一方面，根据本发明的铁素体不锈钢具有较小的热膨胀系数。因此，几乎不会发生由于温度的升高和降低引起的松动和间隙。此外，由于冷加工性优异，延长了模具的使用寿命。另外，由于利用了莱夫斯相，因此模具所需的松弛性也较高。根据本发明的铁素体不锈钢也可用于在高温下使用的碟形弹簧、弹簧片等。

实施例

实施例1至23和比较例1至5

1.样品的制备

在真空感应炉中熔融原材料以制备150kg钢锭，各钢锭具有表1中所示的化学成分。将所得到的钢锭热锻以制备25mm见方的棒材。为了使粗莱夫斯相溶解于固体中，将该棒材在900℃保持4小时，然后空气冷却。使莱夫斯相的固溶温度为900℃以上的材料在(莱夫斯相的固溶温度+30)℃的温度下进一步退火。

2.试验方法

2.1.粒径

用硝酸乙醇溶液对退火后的棒材的垂直截面(相当于1/4宽度的位置)进行蚀刻。用光学显微镜观察该垂直截面，并以100倍的放大率拍摄5个视野。测量每个视野中包含的晶粒的长轴尺寸和短轴尺寸，并将其平均值定义为粒径。

2.2.莱夫斯相比率

使用乙酰丙酮水溶液对退火后的棒材进行电解提取，收集残余物。在电解提取中，除了莱夫斯相外，还提取了碳化物，如NbC。因此，通过XRD衍射峰的半值宽度来求出相比率，将该相比率乘以残余物重量而得到的乘积作为莱夫斯相的重量，使用该重量来计算总莱夫斯相比率。

用10,000倍放大倍率的SEM观察5次(5个视野)获得的残余物。从每个视野中包含的莱夫斯相中随机选择一百个莱夫斯相，测量每个莱夫斯相的长轴尺寸和短轴尺寸，并将其平均值([长轴尺寸+短轴尺寸]/2)定义为莱夫斯相的直径。在这些莱夫斯相中，将具有0.20μm以下直径的莱夫斯相分类为细莱夫斯相，将直径大于0.20μm且小于0.50μm的莱夫斯相分类为中莱夫斯相，将直径为0.50μm以上的莱夫斯相分类为粗莱夫斯相。

另外，计算具有相应直径的虚拟球体的体积，并且将虚拟球体的体积的总量计算为莱夫斯相的总体积。将粗莱夫斯相相对于总体积的体积比率乘以总莱夫斯相比率来计算粗莱夫斯相比率。

类似地，将细莱夫斯相相对于总体积的体积比率乘以总莱夫斯相比率来计算细莱夫斯相比率。

在退火后和蠕变试验后评价莱夫斯相比率。关于蠕变试验后的评价，在蠕变应变达到1.0％时结束蠕变试验，使用试样的平行部分进行电解提取。

2.3.冷加工性

由退火后的各种材料制备5个直径15mm×22.5mm的压缩试样，并进行压缩试验。压缩试验在室温(23℃)下以6s^-1的应变速率进行。在70％的变形下评估表面上的裂纹和折皱状态。

2.4.冲击性

根据JIS Z2242(2005)，由退火后的材料制备深度为2mm的V型缺口试样，并进行Sharpy冲击试验。冲击试验以5℃的间隔从室温(23℃)升到最高80℃来进行，将得到15J/cm²以上的冲击值的下限温度定义为冲击值的评价标准。下限温度低时冲击性高。

2.5.蠕变性

由退火后的材料制备蠕变试样，在650℃/80MPa的条件下进行蠕变试验。通过蠕变应变达到1.0％的时间来评价蠕变性。达到时间长时蠕变性高。

3.结果

3.1.在900℃下退火的材料的性能

表2列出了经过900℃下的热处理的材料的性能。在表2中，粗莱夫斯相比率是退火后(蠕变试验前)的值，细莱夫斯相比率是蠕变试验后的值。

表2中的莱夫斯相固溶温度是通过X射线衍射分析测量的值。具体而言，将其中已经析出有莱夫斯相的样品在800℃至1000℃的温度下进行热处理，然后进行冷却。通过将加热温度改变10℃来进行热处理。之后，在室温(23℃)下进行X射线衍射分析，并将莱夫斯相的衍射峰消失的最低加热温度定义为莱夫斯相固溶温度。

从表2可以获悉以下事实。

(1)在实施例1至23中，莱夫斯相的固溶温度通常较低。结果，即使当退火温度为900℃时，莱夫斯相也几乎完全溶解于固体中，并且抑制了晶粒尺寸的粗化。此外，冷加工性、冲击性和蠕变性令人满意。在一些实施例中，莱夫斯相在900℃下没有完全溶解于固体中。然而，由于仅添加W，所以粗莱夫斯相比率小，并且对性能的影响小。

(2)具有溶解在固体中的粗莱夫斯相的样品显示出令人满意的蠕变性。这是因为在蠕变试验期间细莱夫斯相析出(特别是，由于在蠕变试验期间引入的应变是优先析出位点，使细莱夫斯相析出)。

(3)在添加了Cu的实施例19、20和21中，蠕变性特别高。这是因为在蠕变试验期间，除了细莱夫斯相析出之外，还析出了微细的Cu。

(4)比较例1对应于SUS430。粗莱夫斯相没有析出，但蠕变性较差。在比较例2中，W添加量较少。因此，冷加工性和冲击性令人满意，但蠕变性较差。

(5)比较例3对应于SUS444，为了提高高温强度而添加了Mo。在比较例4中，添加了Mo和W。这些比较例的蠕变性较高，但在900℃的退火温度下残留有粗莱夫斯相。结果，在冷加工过程中产生了裂纹。此外，冲击性并不总是令人满意。

(6)在比较例5中，添加了大量的Nb。因此，存在大量NbC碳化物和粗莱夫斯相，并且冷加工性差。

(7)当生产条件得到优化时，可获得这样的材料，其中对于该材料，获得15J/cm²以上的冲击值的下限温度为40℃以下，并且当在650℃/80MPa的条件下进行蠕变试验时，蠕变应变达到1.0％的时间为160小时以上。

(8)蠕变试验的温度低于退火温度。因此，在蠕变试验期间，细莱夫斯相析出，但粗莱夫斯相不会析出。因此，在蠕变试验前后的比较中，细莱夫斯相比率增加，结果，粗莱夫斯相比率相对降低。另外，蠕变试验期间平均粒径没有增加。因此可以理解，即使在蠕变试验之后，实施例1至23也满足粗莱夫斯相比率的要求和平均粒径的要求。

3.2.在(固溶温度+30)℃下退火的材料的性能

在一些实施例和比较例(实施例7、8、11、12和16以及比较例3至5)中，莱夫斯相的固溶温度为900℃以上。因此，为了使粗莱夫斯相几乎完全溶解于固体中，在(莱夫斯相的固溶温度+30)℃下进行退火处理，并对性能进行评价。所得结果如表3所示。从表3中可以获悉以下事实。

(1)在实施例7、8、11、12和16中，冲击性稍微变差，但冷加工性提高，蠕变性良好。

(2)另一方面，在比较例3至5中，当退火温度升高时，粗莱夫斯相几乎完全溶解于固体，但晶粒粗化。结果，冷加工性略有改善，但冲击性劣化。

由以上可知，在莱夫斯相的固溶温度较低的实施例1至23中，加工性与高温特性之间的均衡性良好。

另一方面，可以理解，在比较例3至5中，由于莱夫斯相的固溶温度较高，所以在退火温度较低时残留的粗莱夫斯相使冷加工性劣化；而当退火温度较高时，粗莱夫斯相溶解在固体中，但晶粒粗化，结果冲击性劣化。

尽管已经详细描述了本发明的实施方案，但是本发明不限于这些实施方案，并且可以在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种修改或改变。

本申请基于2017年7月14日提交的日本专利申请No.2017-137812，其内容通过引用并入本文。

工业适用性

根据本发明的铁素体不锈钢可用于在高温下使用的耐热部件等，如各种传感器的外壳、耐热螺栓、盘簧、板簧、消声器和排气歧管。

Claims (13)

1.一种铁素体不锈钢，

以质量％计，其包含：

0.001％≤C≤0.020％、

0.05％≤Si≤0.50％、

0.1％≤Mn≤1.0％、

15.0％≤Cr≤25.0％、

Mo＜0.50％、

0.50％≤W≤5.00％、以及

0.01％≤Nb≤0.50％，并且

任选地包含

Cu≤2.0％、

Ni≤2.0％、

Al≤0.50％、

Ti≤0.50％、

Ta≤0.50％、

B≤0.0080％、

Mg≤0.0100％、以及

Ca≤0.0100％，

余量为Fe和不可避免的杂质，

所述铁素体不锈钢中直径为0.50μm以上的粗莱夫斯相的含量为0.1％以下，并且

所述铁素体不锈钢的平均粒径为30μm以上200μm以下。

2.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，应变的引入量为0.01以上。

3.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，直径为0.20μm以下的细莱夫斯相的含量为0.05％以上。

4.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，莱夫斯相的固溶温度为950℃以下。

5.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，以质量％计，包含以下成分中的至少一种：

0.1％≤Cu≤2.0％、以及

0.1％≤Ni≤2.0％。

6.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，以质量％计，包含：

0.001％≤Al≤0.50％。

7.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，以质量％计，包含以下成分中的至少一种：

0.01％≤Ti≤0.50％、以及

0.01％≤Ta≤0.50％。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的铁素体不锈钢，以质量％计，包含以下成分中的至少一种：

0.0001％≤B≤0.0080％、

0.0005％≤Mg≤0.0100％、以及

0.0005％≤Ca≤0.0100％。

9.根据权利要求1至8中任一项所述的铁素体不锈钢作为在500℃至700℃的温度范围内使用的部件的应用。

10.一种耐热部件，其包含铁素体不锈钢，其中

以质量％计，所述铁素体不锈钢包含：

0.001％≤C≤0.020％、

0.05％≤Si≤0.50％、

0.1％≤Mn≤1.0％、

15.0％≤Cr≤25.0％、

Mo＜0.50％、

0.50％≤W≤5.00％、以及

0.01％≤Nb≤0.50％，并且

任选地包含

Cu≤2.0％、

Ni≤2.0％、

Al≤0.50％、

Ti≤0.50％、

Ta≤0.50％、

B≤0.0080％、

Mg≤0.0100％、以及

Ca≤0.0100％，

余量为Fe和不可避免的杂质，

所述铁素体不锈钢中直径为0.50μm以上的粗莱夫斯相的含量为0.1％以下，

所述铁素体不锈钢的平均粒径为30μm以上200μm以下，并且

直径为0.20μm以下的细莱夫斯相的含量为0.05％以上。

11.根据权利要求10所述的耐热部件，其中所述铁素体不锈钢的应变的引入量为0.01以上。

12.根据权利要求10或11所述的耐热部件，其中以质量％计，所述铁素体不锈钢包含以下成分中的至少一种：

0.1％≤Cu≤2.0％、

0.1％≤Ni≤2.0％、

0.001％≤Al≤0.50％、

0.01％≤Ti≤0.50％、

0.01％≤Ta≤0.50％、

0.0001％≤B≤0.0080％、

0.0005％≤Mg≤0.0100％、以及

0.0005％≤Ca≤0.0100％。

13.根据权利要求10至12中任一项所述的耐热部件在500℃至700℃的温度范围内的应用。