鐵素體類含Cr鋼材的制作方法

專利名稱：鐵素體類含Cr鋼材的制作方法
技術領域：
本發明涉及具有低熱膨脹系數(thermal expansion coefficient)的鐵素體類含Cr鋼材，特別涉及汽車的排氣系統部件，例如排氣歧管(exhaust manifolds)、排氣管(exhaust pipes)、轉換器外殼材料、金屬蜂窩(metal honeycomb)材料或固體氧化物型燃料電池內的分離器(separators)、內部連接器(interconnectors)用材料、作為燃料電池(fuel cells)周邊部件的改質器用部件(reformers)、發電廠(powergeneration plants)的排氣管道(exhaust ducts)材料、熱交換器(heatexchanger)等適合于在高溫和低溫之間重復熱循環(heat cycle)用途的低熱膨脹系數的鐵素體類含Cr鋼材。其中，本發明中所稱的熱膨脹系數均意味著線熱膨脹系數。以下簡略記為熱膨脹系數。
背景技術：
在高溫和低溫之間重復熱循環的各種部件重復進行熱膨脹、收縮，其結果，在部件本身及其周邊部件中都產生應變、應力，容易產生熱疲勞破壞(fracture by thermal fatigue)。在這種環境下，越是具有低熱膨脹系數的合金，所施加的熱應變、熱應力(heat stress)就越小，因而難以產生熱疲勞破壞。作為使熱膨脹系數降低的公知方法，存在利用磁體積效果(Magneto-volume effects)的方法。這是在溫度下降時，通過原子磁矩的產生或大小的變化引起的磁應變補充相當于原來收縮的應變量的部分，從而使熱膨脹系數降低的方法。對得到這種磁體積效果而言，原子磁矩的產生大小的溫度依賴性很重要。例如，在顯示器(display)的陰極射線管(cathode ray tube)中的顯像管蔭罩(shadowmask)中所用的Fe-36％Ni安珀合金(Invar alloy)，由于在居里溫度(Curie temperature)(230-270℃)附近原子磁矩(Atomic magneticmomentum)的大小急劇地變化，因而在與該溫度相比更低的溫度下發現熱膨脹系數的急劇下降(用作顯像管蔭罩的200℃左右的熱膨脹系數為1×10-6/℃左右的非常低的值)。但是，該合金在800℃的熱膨脹系數為18×10-6/℃左右，是非常高的熱膨脹系數，與通常的奧氏體類不銹鋼(austenitic stainless steel)相同級別。并且，由于該合金含有36％的Ni，因而成本很高，從而在通用的消費品中難以應用到如上所述的用途。由于這種原因，Fe-Cr類合金廣泛地應用于上述用途。但是，在Fe-Cr類合金中，原子磁矩大小的溫度依賴性較小，即使達到居里溫度以下，也不能觀察到磁體積效果。由此，在Fe-Cr類合金中，通過磁體積效果很難使熱膨脹系數降低。因此，在以往，通過利用高合金化帶來的高強度化或高延展性的方法提高熱疲勞壽命(特開2003-213377號公報和特開2002-212685號公報)。但是，被指出基于高合金化的高強度化不可避免地產生加工性(workability)降低的問題，并且如果要得到高延展性，則強度過小，會產生其他問題(例如高溫疲勞)。由于這些問題，強烈要求使Fe-Cr鐵素體類合金的熱膨脹系數降低而提高熱疲勞壽命的新的方法。

發明內容
本發明的目的在于降低Fe-Cr鐵素體類合金中的熱膨脹系數。
本發明者們為了達成上述目的，反復進行銳意研究，結果發現向Fe-Cr鐵素體類合金添加W，并且減少析出W的情況對降低上述合金的熱膨脹系數具有很大貢獻。雖然不知道其原理，但是知道上述合金的熱膨脹系數還依賴于比熱、體積彈性模量，認為W的添加通過所述物理量和之前說明的原子磁矩的大小的溫度依賴性而產生影響。并且，特別重要的是，不是只簡單地添加W就行，而是當析出W大量地存在時，反而不提高熱膨脹系數。W的析出狀態是指主要為拉夫斯相(Fe2M類型的金屬間化合物Laves phase)或碳化物的析出狀態，W處于析出W的狀態時，阻礙熱膨脹系數的降低。其原因不太清楚，本發明者們推測在于以下兩點第一點，晶界原來就有熱膨脹的緩沖作用，由于在此析出拉夫斯相，因而緩沖效果變小，從而熱膨脹系數變高。第二點，認為上述合金的析出W的量變多時，固溶W量變少，從而阻礙上述合金的熱膨脹系數的降低。但是，由于即使是析出W量超過0.1％的這樣微小的量，也會阻礙上述合金的熱膨脹系數的降低，因而僅通過增多上述合金中的固溶W量是說明不了的。認為還是前者的晶界的緩沖效果的降低的原因更大。關于這些原因，今后需要進行詳細的研究。如上所述，由于發現通過控制W的狀態可以實現低熱膨脹系數化，因而除了各添加元素對其他特性，例如加工性、耐氧化性、耐腐蝕性產生的以往見解以外，還考慮熱膨脹系數的見解，能夠進行適合于施加熱循環的環境的材料的成分設計。
本發明是根據上述見解作出的，本發明的要旨如下所述1.一種鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，含有C0.03％以下、Mn5.0％以下、Cr6～40％、N0.03％以下、Si5％以下、W2.0％以上、6.0％以下，余量由Fe和不可避免的雜質構成，析出W為0.1％以下，20℃～800℃的平均熱膨脹系數小于12.6×10-6/℃。
2.根據1所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有選自Nb1％以下、Ti1％以下、Zr1％以下、Al1％以下以及V1％以下中的至少一種。
3.根據1或2所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有Mo5.0％以下。
4.根據1至3中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有選自Ni2.0％以下、Cu3.0％以下、Co1.0％以下中的至少一種。
5.根據1至4中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有選自B0.01％以下、Mg0.01％以下中的至少一種。
6.根據1至5中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有REM0.1％以下和Ca0.1％以下的一種或兩種。
7.一種鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，鋼水的組成調整為以質量％計含有C0.03％以下、Mn5.0％以下、Cr6～40％、N0.03％以下，并含有Si5％以下、W2.0％以上、6.0％以下，余量由Fe和不可避免的雜質構成，制成鋼板坯后，進行熱軋，進行熱軋板退火溫度為950～1150℃的熱軋板退火和去氧化皮處理，并且進行冷軋、最終退火溫度為1020℃～1200℃的最終退火，使析出W為0.1％以下。
8.根據7所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，上述鋼水的組成進一步含有選自Nb1％以下、Ti1％以下、Zr1％以下、Al1％以下以及V1％以下中的至少一種。
9.根據7或8所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，上述鋼水的組成進一步含有Mo5.0％以下。
10.根據7至9中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，上述鋼水的組成進一步含有選自Ni2.0％以下、Cu3.0％以下、Co1.0％以下中的至少一種。
11.根據7至10中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，上述鋼水的組成進一步含有選自B0.01％以下、Mg0.01％以下中的至少一種。
12.根據7至11中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，上述鋼水的組成進一步含有REM0.1％以下和Ca0.1％以下的一種或兩種。
其中，本發明的“析出W”量主要是作為拉夫斯相或碳化物析出的W的質量％，還包含作為其他相而析出的W的質量％。通過耦合感應等離子體放光分光分析法(ICP-AESInductively Coupled PlasmaAtomic Emission Spectrometry)測定“析出W”的質量％。即，對試樣使用10％乙酰丙酮類電解液(通稱/AA溶液)進行恒定電流電解(電流密度≤20mA/cm2)。過濾提取該電解溶液中的電解殘渣，并進行堿溶(過氧化鈉+偏硼酸鋰)后，用酸溶解后用純水稀釋成一定量。對該溶液，用ICP發光分析裝置(Inductively Coupled Plasma Spectrometer)測定溶液中的W量(Wp)。析出W量(質量％)可通過下述式求解析出W量(質量％)＝Wp/試樣重量×100并且，即使是原樣的鐵素體組織，熱膨脹系數也存在溫度依賴性。因此，實際上使用環境中的平均熱膨脹系數很重要。因此，在本發明中，規定20℃～800℃的平均熱膨脹系數。在此所稱的20℃～800℃的平均熱膨脹系數是指將從20℃加熱至800℃時鋼板單方向的延伸率除以20℃～800℃的溫度差780℃的值。其中，由于本發明即使在該溫度范圍以外，也對熱膨脹系數的降低有效作用，因而該溫度范圍的限定當然不是將使用環境溫度限定于20℃～800℃的范圍。
根據本發明，能夠得到與以往的鐵素體類含Cr鋼材相比具有更低的熱膨脹系數的鐵素體類含Cr鋼。這種低熱膨脹材料的100～800℃之間的熱疲勞壽命與現有鋼(鐵素體類不銹鋼Type429Nb(JIS G4307)、鐵素體類耐熱鋼板SUH409L(JIS G4312))相比表示出更好的值。
因此，通過將本發明鋼用于施加熱循環的部位上，與以往相比，向周邊部件和本身產生的熱應變變小，不需要提高壽命、設計上的課題，即不需要減少熱應變這樣的復雜設計。因此，能夠適用于汽車的排氣系統部件、燃料電池內的分離器、內部連接器材料、改質器用部件、發電廠的管道材料、熱交換器等施加有熱循環的部件用途上。


圖1是表示添加W量和析出W量對以15％Cr-0.5％Nb-1.9％Mo作為基本組成的鐵素體類含Cr鋼材的20-800℃的平均熱膨脹系數產生的影響的圖。
圖2是熱疲勞試驗用試樣(數值單位為mm)。
圖3表示熱疲勞試驗的每1循環的熱循環和約束條件。作為熱循環條件，設最低溫度為100℃、最高溫度為900℃、應變在500℃(100℃和900℃的中間溫度)時為零，使約束率為0.35來抑制自由熱膨脹導致的應變，評價熱疲勞壽命。
圖4是表示以15％Cr-0.5％Nb-1.9％Mo為基本組成的鐵素體類含Cr鋼材的析出W量和熱疲勞壽命之間關系的圖。
圖5是表示熱軋板退火溫度對以15％Cr-0.5％Nb-1.9％Mo作為基本組成的鐵素體類含Cr鋼材的冷軋退火板(cold rolled and annealedsteel sheet)的析出W量產生的影響的圖。
具體實施例方式
以下，對在本發明中將成分組成限定于上述范圍的原因進行說明。其中，與成分有關的“％”不特別指出時就意味著質量％。
C0.03％以下C由于使韌性、加工性變差，因而優選盡量減少其混入。根據該觀點，在本發明中將C量限定在0.03％以下。優選0.008％以下。
Mn5.0％以下為了提高韌性而添加Mn。為了得到其效果，優選0.1％以上。但是，由于過剩的添加形成MnS而降低耐腐蝕性，因而限定在5.0％以下。優選0.1％以上、5.0％以下，進一步優選0.5％以上、1.5％以下。
Cr6～40％
Cr有助于提高耐腐蝕性、耐氧化性。由于本發明添加2.0％以上W，因而Cr在6％以上時，根據耐腐蝕性、耐氧化性的觀點，能夠用于多個用途。特別是在重視耐高溫氧化性的情況下，優選含有14％以上。并且含量超過40％時，由于材料明顯變脆，因而在40％以下。在重視加工性的情況下，優選不足20％，進一步優選不足17％。
并且，Cr還有助于使熱膨脹系數降低，根據該觀點，優選在14％以上。
N0.03％以下N與C相同地，由于使韌性、加工性變差，因而優選盡量減少其混入。根據該觀點，在本發明中將N量限定在0.03％以下。進一步優選0.008％以下。
Si5％以下為了提高耐氧化性而添加Si。為了得到其效果，優選0.05％以上。含量超過5％時，由于室溫下的強度增大，降低加工性，因而上限為5％。優選0.05％至2.00％。
W2.0％以上、6.0％以下W在本發明中是非常重要的元素。由于W的添加會使熱膨脹系數很大降低，因而規定在2.0％以上。但是，含量過多時，由于室溫下的強度增大而降低加工性，因而上限為6.0％。優選2.5％以上～4％以下。進一步優選3％以上～4％以下。
析出W0.1％以下析出W主要作為拉夫斯相或碳化物析出。該析出W超過0.1％時，添加W帶來低熱膨脹化效果較小。因此，析出W的上限在0.1％以下。優選0.05％以下。進一步優選0.03％以下。越低越好。但是，為了使析出W不足0.005％時，必須要顯著提高最終退火溫度，結果產生顯著的結晶粒的粗大化，在進行加工時發生表面粗糙(Orange Peel桔皮現象)，成為加工時裂紋的原因。因此，特別是在加工的用途上應用本發明鋼材的情況下，實質上，析出W量最適合在0.005％以上。其中，本發明的“析出W”量主要是作為拉夫斯相或碳化物析出的W的質量％，還包含作為其他相而析出的W的質量％。如上所述地，通過耦合感應等離子體發光分光分析法測定“析出W”的質量％。
以上對基本成分進行了說明，在本發明中，此外，根據需要還能夠適當地含有以下所述的元素。
選自Nb1％以下、Ti1％以下、Zr1％以下、Al1％以下以及V1％以下中的至少一種Nb、Ti、Zr、Al以及V都有固定C或N而提高耐晶界腐蝕性的作用，根據該觀點，優選的是各自含有0.02％以上。但是，含量超過1％時，由于導致鋼材變脆，因而各自含有1％以下。
Mo5.0％以下為了提高耐腐蝕性，也可以添加Mo。其效果從0.02％以上開始表現出來，但是由于過剩的添加降低加工性，因而上限為5.0％。優選1％以上～2.5％以下。
選自Ni2.0％以下、Cu3.0％以下以及Co1.0％以下中的至少一種Ni、Cu、Co都是有助于改善韌性的元素，分別含有Ni2.0％以下、Cu3.0％以下、Co1.0％以下。另外，為了充分地發揮這些元素的效果，優選的是，分別添加Ni0.5％以上、Cu0.3％以上、Co0.01％以上。
選自B0.01％以下、Mg0.01％以下中的至少一種B及Mg都有助于改善二次加工脆性。為了得到其效果，分別優選B0.0003％以上、Mg0.0003％以上。但是，B及Mg的含量超過0.01％時，由于室溫下的強度增加而導致延展性的降低，因而各自含有0.01％以下。進一步優選B0.002％以下、Mg0.002％以下。
REM0.1％以下、Ca0.1％以下中的至少一種REM、Ca有助于提高耐氧化性。為了得到其效果，分別優選REM0.002％以上、Ca0.002％以上。但是，由于過剩添加會降低耐腐蝕性，因而含有0.1％以下。另外，在本發明中，REM意味著鑭類元素和Y。特別是在含有Ti的情況下，Ca還有助于有效地防止連續鑄造時的水口堵塞。其效果在0.001％以上時明顯。
接著對鋼板的顯微組織進行說明。通過本申請的技術制造出的鋼實質上為鐵素體單相組織。在熱軋卷取后進行冷卻的狀態下，雖然有時會包含一部分貝氏體，在冷軋退火后的鋼板中實質上為鐵素體單相組織。在本申請發明的鋼中，進行成分設計，以避免在進行如冷軋退火后的加工之前的狀態下生成硬質的馬氏體。
接著，對該發明鋼的優選制造方法進行說明。本發明鋼的制造條件，除了為了使析出W≤0.1％而規定熱軋板退火溫度和最終退火溫度以外，不進行特別限定，能夠適當地利用鐵素體類不銹鋼(ferriticstainless steel)的一般制造方法。
例如，將調整為上述恰當組成范圍的鋼水，利用轉爐、電爐等熔煉爐或鋼包精煉、真空精煉等精煉進行熔煉后，通過連續鑄造方法或鑄錠-開坯法制成板坯后進行熱軋。并且，施行控制在規定溫度范圍內的熱軋板退火，并進行酸洗。優選的是，進行熱軋后，進一步施行控制在規定溫度范圍內的最終退火，依次經過酸洗的各工序而制成冷軋退火板。
進一步優選的制造方法中，優選的是，將熱軋工序和冷軋工序的一部分條件作為特定條件。進行制鋼時，優選的是，通過轉爐或電爐等熔煉含有上述必需成分及根據需要添加的成分的鋼水，并通過VOD法進行二次精煉。熔煉出的鋼水可通過公知的制造方法制成鋼原材，但是根據生產率和品質的觀點，優選采用連續鑄造方法。連續鑄造得到的鋼原材，例如加熱至1000～1250℃，通過熱軋制成期望板厚的熱軋板。當然，也可以加工成板材以外的產品。該熱軋板施行950～1150℃、優選1020～1150℃的分批退火或連續退火后，通過酸洗等除去氧化皮，得到熱軋板制品。并且，根據需要，也可以在酸洗之前進行噴丸處理來除去氧化皮。
并且，通過以上方式得到的熱軋退火板經過冷軋工序后成為冷軋板。在該冷軋工序中，根據生產情況，根據需要也可以進行包含中間退火的二次以上的冷軋。由一次或二次以上的冷軋構成的冷軋工序的總軋制率為60％以上，優選62％以上，進一步優選70％以上。冷軋板進行1020℃～1200℃、優選1050～1150℃的連續退火(最終退火)，接著施行酸洗后制成冷軋退火板。并且，根據用途，可以在冷軋退火后施加輕度的軋制(表皮光軋等)，進行鋼板形狀、品質的調整。
使用如上所述地制造得出的冷軋退火板制品，施行對應各用途的彎曲加工等，形成汽車、摩托車的排氣管、催化劑外筒材料和火力發電廠的排氣管道、熱交換器或燃料電池相關部件(例如分離器、內部連接器、改質器等)。用于焊接這些部件的焊接方法，不特別限定，能夠應用MIG(Metal Inert Gas金屬焊條惰性氣體保護)、MAG(MetalActive Gas金屬電極活性氣體保護焊絲)、TIG(Tungsten Inert Gas鎢極惰性氣體)等通常的電弧焊方法、激光焊接、點焊、縫焊等電阻焊接方法以及電焊接法等高頻電阻焊接、高頻感應焊接。
特別是，在本發明中，為了使析出W≤0.1％，規定熱軋板退火溫度和最終退火溫度是非常重要的。
(1)熱軋板退火溫度950～1150℃、最終退火溫度1020～1200℃熱軋板退火的溫度不足950℃時，由于在鋼中殘留較多的析出W，因而如果隨后進行的最終退火的溫度不超過1200℃，冷軋退火板的析出W量就不能成為W≤0.1％。但是，最終退火溫度超過1200℃時，最終退火組織的粗大化明顯，成為表面粗糙的原因。另一方面，熱軋板退火溫度超過1150℃時，由于成為晶粒粗大的熱軋退火組織，熱軋板的韌性變差，因而在冷軋時成為卷材裂紋的原因。因此，熱軋板退火溫度優選950～1150℃。進一步優選1020℃～1150℃。在這種熱軋板退火溫度條件下，通過使最終退火溫度為1020～1200℃，進一步優選為1050～1150℃，能夠得到析出W≤0.1％。
實施例制作成為表1所示成分組成的50kg的鋼錠(發明例、比較鋼及現有鋼(Type429Nb，SUH409L))，將這些鋼錠加熱至1100℃后，通過熱軋制成4mm厚的熱軋板。接著，相對于這些熱軋板，依次施行熱軋板退火(退火溫度1090℃)-酸洗-冷軋(冷軋軋制率62.5％)-最終退火(如表1所示，退火溫度從900℃變化至1220℃，在各溫度下保持3分鐘后，空冷，調整析出W量)-酸洗，從而制成1.5mm鋼板。
對如此得到的冷軋退火板的熱膨脹系數進行研究。其結果一并記入表1。
如下所述地測定20℃～800℃的平均熱膨脹系數，并進行評價。
采用真空理工公司生產的縱型熱膨脹計DL-7000型，使用1.5mmt×5mm寬度×20mmL(端面以剛砂#320進行研磨)的試樣，在Ar中以升溫速度5℃/分鐘測定20℃～800℃的平均熱膨脹系數。
評價基準如下所述。
現有的鐵素體類不銹鋼(表1(續其1)的No.F和G)，熱膨脹系數為12.6×10-6/℃左右(20～800℃的平均熱膨脹系數)。即使耐熱溫度提高30℃(830℃)，如果為相同程度的熱應變，則推測僅提高30℃的耐熱性，因而用實際熱疲勞試驗確認其效果。也就是具有12.6×10-6/℃×(800-20)℃＞α(830-20)℃的關系的熱膨脹系數α，即熱膨脹系數α＜12.1×10-6/℃是一個標準。當然，熱膨脹系數α小于12.6×10-6/℃時，對于提高耐熱性仍然有效。在20～800℃進行測定時，不足11.7×10-6A級，在圖1中，表示為○。
11.7×10-6以上，不足12.1×10-6B級，在圖1中，表示為口。
12.1×10-6以上，不足12.6×10-6C級，在圖1中，表示為△。
12.6×1O-6以上D級，在圖1中，表示為×、*、◆。
并且，如上所述，通過感應耦合等離子體發光分光分析法(ICP-AESInductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectrometry)測定析出W量。即，對試樣使用10％乙酰丙酮類電解液(通稱/AA溶液)進行恒定電流電解(電流密度≤20mA/cm2)。過濾提取該電解溶液中的電解殘渣，并進行堿溶(過氧化鈉+偏硼酸鋰)后，用酸進行溶解后用純水稀釋成一定量。對該溶液，用ICP該溶液發光分析裝置(Inductively Coupled Plasma Spectrometer)測定溶液中的W量(Wp)。析出W量(質量％)可通過下式求解。
析出W量(質量％)＝Wp/試樣重量×100另外，在鋼板上，從與熱膨脹試樣鄰接的2處采取析出W量評價試樣，將其平均值作為析出W值。
其結果表示在表1和圖1。在圖1中，表示No.A至No.E、No.I、J、K、L、M以及發明鋼No.1至7、20～21以及現有技術的實施例P、Q、R、S、T以及U。鋼No.(1、2、B)、鋼No.(3、4、5、C、D、N、O)、鋼No.(6、7、E)、鋼No.(20、21、I、J)以及鋼No.(K、L、M)分別是相同成分。從圖1可知，W作為析出W而存在0.1％以上時，熱膨脹系數顯著降低。比較鋼H，由于Cr在本發明范圍外，因而即使將W及析出W量調整為本發明范圍內，也顯示高熱膨脹系數。并且，No.F和G作為參考表示現有鋼，由于W和析出W量在本發明范圍外，因而顯示高熱膨脹系數。并且，鋼No.K、L、M，由于W超過6％，因而通過貼附彎曲試驗(根據JIS B 7778)在彎曲部產生裂紋，加工性變差。并且，鋼No.N，由于最終退火溫度超過本申請發明范圍的上限值，因而通過貼附彎曲試驗(根據JIS B 7778)在彎曲部產生表面粗糙，還產生部分裂紋。并且，鋼No.P、Q、R、S、T、U是本發明者們先前開發出的現有例，由于最終退火溫度低于本申請發明范圍的下限值，因而析出W量在本發明范圍外，顯示較高的熱膨脹系數。其他的本發明鋼No.8～19均顯示較低的熱膨脹系數。
并且，從表1的鋼No.3～5、C、D及O的成分以及實施熱處理條件的圓鋼，分別制作2個圖2所示的試樣并進行熱疲勞試驗。熱疲勞試驗的條件根據圖3的上圖所示的熱循環。設100℃至900℃的升溫速度為4.4℃/秒，在900℃保持10秒，設900℃至100℃的冷卻速度為4.4℃/秒，以370秒作為1個循環。在100℃-900℃使約束率為0.35來抑制自由熱膨脹所導致的應變。設載荷-應變滯后回線(load-deformationhysteresis loop)穩定的第5循環產生的最大拉伸載荷為100％，將最大拉伸載荷降低至不足其最大拉伸載荷的70％時的循環數定義為熱疲勞壽命。對所得到的各2個熱疲勞壽命的結果取平均作為熱疲勞壽命。圖4表示鐵素體類含Cr鋼材的析出W量和熱疲勞壽命之間的關系。從圖4可知，析出W量在0.1％以下，熱疲勞壽命為1.4倍以上，明顯提高。
實施例2
接著，研究析出W量和熱軋板退火溫度之間的關系。制作由0.005％C、0.07％Si、1.02％Mn、15.2％Cr、1.92％Mo、3.02％W、0.51％Nb、0.004％N的成分組成構成的50kg的鋼錠，將所述鋼錠加熱至1100℃后，通過熱軋制成4mm厚的熱軋板。接著，對于所述熱軋板，依次施行熱軋板退火(退火溫度從900℃變化至1200℃，在各溫度下保持3分鐘后，進行空冷)-酸洗-冷軋(冷軋軋制率62.5％)-最終退火(在最終退火溫度1100℃下保持3分鐘后，進行空冷)-酸洗，從而制成1.5mm退火鋼板。
通過與實施例1同樣的方法，測定這樣得到的冷軋退火鋼板的析出W量。另外，在各鋼板上，從2處采取析出W量評價試樣，將其平均值作為析出W值。
圖5表示析出W量和熱軋板退火溫度的影響。從圖5可知，熱軋板退火溫度優選950～1150℃，進一步優選1020℃～1150℃。
產業上的利用可能性近年來，防止熱循環所導致的熱疲勞破壞，不僅在上述技術領域，在一切領域都強烈要求。因此，提出控制熱膨脹系數的成分設計和具體方法的本發明，從這一點看來是劃時代的，產業上的利用可能性是不可估量的。
表1

表1續(其1)

表1續(其2)

*1通過貼附彎曲試驗(根據JIS B 7778)產生裂紋*2通過貼附彎曲試驗(根據JIS B 7778)在彎曲部產生表面粗糙(桔皮現象)，還產生部分裂紋*3用于熱疲勞試驗*4特開2002-212685(表1、鋼No.22、23、25)*5特開2004-76154、特愿2003-172437(表1、No.3、7、12)
權利要求
1.一種鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，含有C0.03％以下、Mn5.0％以下、Cr6～40％、N0.03％以下、Si5％以下、W2.0％以上、6.0％以下，余量由Fe和不可避免的雜質構成，析出W為0.1％以下，20℃～800℃的平均熱膨脹系數小于12.6×10-6/℃。
2.根據權利要求1所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有選自Nb1％以下、Ti1％以下、Zr1％以下、Al1％以下以及V1％以下中的至少一種。
3.根據權利要求1或2所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有Mo5.0％以下。
4.根據權利要求1至3中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有選自Ni2.0％以下、Cu3.0％以下、Co1.0％以下中的至少一種。
5.根據權利要求1至4中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有選自B0.01％以下、Mg0.01％以下中的至少一種。
6.根據權利要求1至5中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材，以質量％計，鋼進一步含有REM0.1％以下和Ca0.1％以下的一種或兩種。
7.一種鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，鋼水的組成調整為以質量％計含有C0.03％以下、Mn5.0％以下、Cr6～40％、N0.03％以下、Si5％以下、W2.0％以上、6.0％以下，余量由Fe和不可避免的雜質構成，制成鋼板坯后，進行熱軋，進行熱軋板退火溫度為950～1150℃的熱軋板退火和去氧化皮處理，并且進行冷軋、最終退火溫度為1020℃～1200℃的最終退火，使析出W為0.1％以下。
8.根據權利要求7所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，所述鋼水的組成進一步含有選自Nb1％以下、Ti1％以下、Zr1％以下、Al1％以下以及V1％以下中的至少一種。
9.根據權利要求7或8所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，所述鋼水的組成進一步含有Mo5.0％以下。
10.根據權利要求7至9中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，所述鋼水的組成進一步含有選自Ni2.0％以下、Cu3.0％以下、Co1.0％以下中的至少一種。
11.根據權利要求7至10中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，所述鋼水的組成進一步含有選自B0.01％以下、Mg0.01％以下中的至少一種。
12.根據權利要求7至11中任一項所述的鐵素體類含Cr鋼材的制造方法，以質量％計，所述鋼水的組成進一步含有REM0.1％以下和Ca0.1％以下的一種或兩種。
全文摘要
為了有利地解決與熱膨脹、收縮有關的問題，提供使熱膨脹系數降低的鐵素體類含Cr鋼材。具體而言，一種鐵素體類含Cr鋼材，其特征在于，以質量％計，含有C0.03％以下、Mn5.0％以下、Cr6～40％、N0.03％以下、Si5％以下、W2.0％以上、6.0％以下，余量Fe和不可避免的雜質構成，析出W為0.1％以下，20℃～800℃的平均熱膨脹系數小于12.6×10
文檔編號C21D8/02GK1902333SQ200480039139
公開日2007年1月24日 申請日期2004年12月22日 優先權日2003年12月26日
發明者宮崎淳, 加藤康, 古君修 申請人:杰富意鋼鐵株式會社