CN102791897A - 耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板和耐热性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板和耐热性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种铁素体系不锈钢板，即使在1000℃左右的高温下也具有高的耐氧化性和耐氧化皮剥离性，其特征在于，含有C：0.020%以下、N：0.020%以下、Si：大于0.10%且为0.35%以下、Mn：0.10～0.60%、Cr：16.5～20.0%、Nb：0.30～0.80%、Mo：大于2.50%且为3.50%以下、Cu：1.00～2.50%，1000℃×200小时的大气中连续氧化试验后的氧化增量为4.0mg/cm2以下，氧化皮剥离量为1.0mg/cm2以下。

Description

耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板和耐热性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及特别适合于需要耐氧化（抗氧化）性的排气系统构件等的使用的耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板和特别适合于需要热疲劳特性的排气系统构件等的使用的耐热性优异的铁素体系不锈钢板。
背景技术
汽车的排气歧管等的排气系统构件，流通从发动机排出的高温的排气，因此对构成排气系统构件的材料要求高温强度、耐氧化性、热疲劳特性等多样的特性，耐热性优异的铁素体系不锈钢被使用。
排气温度根据车种而不同，但为800～900℃左右的情况较多，流通从发动机排出的高温排气的排气歧管的温度为750～850℃。
由于近年的环境问题的提高，在推进进一步的排气限制的强化、燃油经济性的提高。其结果认为，排气温度高温化到1000℃左右。
近年所使用的铁素体系不锈钢，有SUS429（添加Nb-Si的钢）、SUS444（添加Nb-Mo的钢）。这些不锈钢是以Nb的添加为基本，进而通过Si、Mo的添加来提高了高温强度和耐氧化性的钢。
在不锈钢中，奥氏体系不锈钢的耐热性、可加工性优异。但是，奥氏体系不锈钢的热膨胀系数较大，因此在应用于如排气歧管那样反复受到加热-冷却的构件的情况下，容易产生热疲劳破坏。
另一方面，铁素体系不锈钢，与奥氏体系不锈钢相比，热膨胀系数较小，因此热疲劳特性、耐氧化皮剥离性优异。另外，由于不含Ni，因此与奥氏体系不锈钢相比，材料成本廉价，可通用性地使用。
铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比，高温强度较低，因此开发了使高温强度提高的技术。
提高了高温强度的铁素体系不锈钢，有例如SUS430J1（添加Nb的钢）。其是通过由Nb的添加所带来的固溶强化或析出强化而提高了高温强度的钢。
添加Nb的钢存在下述问题：制品板硬质化；伸长率降低；以及成为深拉深性的指标的r值低。
制品板的硬质化是由于固溶Nb、析出Nb的存在而在常温下产生硬质化的现象。
如果伸长率降低、或r值变低，则会抑制再结晶织构的发达，因此成形形成排气部件时的冲压性、形状自由度变低。
另外，Nb的原料成本较高，若大量添加的话，则制造成本上升。
另外，SUS444中所添加的Mo也是合金成本较高，部件成本显著上升。
如果利用Nb和Mo以外的添加元素得到优异的高温特性，则可以抑制Nb、Mo的添加量，可以以低成本提供可加工性优异的耐热铁素体系不锈钢板。因此，希望开发抑制了Nb和Mo的添加量的耐热铁素体系不锈钢板。
为了与排气温度的高温化对应，曾开发了各种各样的排气系统构件的材料。
专利文献1～4中公开了Cu-Mo-Nb-Mn-Si复合添加的技术。
专利文献1公开了：为了不锈钢的高温强度提高和韧性提高而添加Cu和Mo；以及，为了耐氧化皮剥离性提高而添加Mn。专利文献1中显示出：通过添加0.6%以上的Mn，氧化皮剥离量减少。但是，未研究超过1000℃×100小时的情况下的耐氧化皮剥离性。
专利文献2公开了：为了提高添加Cu的钢的耐氧化性而将各添加元素相互调整，来抑制钢板表层的γ相生成的技术，示出了直到950℃为止的连续氧化试验结果。
专利文献3公开了：通过将高Cr钢的Si和Mn的含量最佳化来使反复氧化特性飞跃性地提高的方法。但是，未进行长时间耐氧化性的研讨。
专利文献4公开了：通过调整低Cr钢的Mo和W的含量来使高温强度和耐氧化性提高的技术。
本发明人等在专利文献5中公开了：通过Nb-Mo-Cu-Ti-B的复合添加来使Laves相（拉弗斯相）和ε-Cu相微细分散，得到在850℃下优异的高温强度的技术。专利文献5还公开了：添加超过0.6%的Mn有助于提高氧化皮密着性、抑制异常氧化。专利文献5中记载的技术，是耐氧化性和耐氧化皮剥离性与SUS444同等的技术，示出了850℃和950℃的氧化试验结果。
另外，SUS444由于添加了2%左右的Mo，因此是高强度，但不能够应对大于850℃的高温化。因此，期望得到具有SUS444以上的耐热性的铁素体系不锈钢。
针对这样的期望，也曾开发出各种各样的排气系统构件的材料。
在专利文献6中，为了提高热疲劳特性，曾研究了长径0.5μm以上的Cu相控制在10个/25μm2以下、并且长径0.5μm以上的Nb化合物相控制在10个/25μm2以下的方法。
专利文献7、8公开了：通过规定析出物量，除了Nb、Mo的固溶强化以外，还通过Cu的固溶强化、由Cu的析出物（ε-Cu相）带来的析出强化，来达到SUS444以上的高温强度的方法。
专利文献9、10公开了：除了添加Nb、Mo、Cu以外，还添加W的技术。
专利文献9公开了：作为析出物的Laves相、ε-Cu相与高温强度的关系。
在专利文献10中，为了提高可加工性进而添加了B。
本发明人等在专利文献11中公开了：通过Nb-Mo-Cu-Ti-B的复合添加来使Laves相和ε-Cu相微细分散，得到在850℃下优异的高温强度的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1日本专利第2696584号公报
专利文献2特开2009-235555号公报
专利文献3特开2010-156039号公报
专利文献4特开2009-1834号公报
专利文献5特开2009-215648号公报
专利文献6特开2008-189974号公报
专利文献7特开2009-120893号公报
专利文献8特开2009-120894号公报
专利文献9特开2009-197307号公报
专利文献10特开2009-197306号公报
专利文献11特开2009-215648号公报
发明内容
在排气温度超过850℃、特别是最高温度达到1000℃左右的环境下，即使是作为已有钢种的高耐热钢的SUS444也不能应对。因此，期望获得具有SUS444以上的高温强度和耐氧化性的铁素体系不锈钢。
耐氧化性，在大气中连续氧化试验的氧化增量和氧化皮剥离量都少的情况下，评价为优异。汽车排气系统构件由于在高温下长期间使用，因此需要在1000℃保持了200小时的情况下显示优异的耐氧化性。
本发明的课题是提供一种在排气的最高温度达到1000℃左右的环境下具有比以往高的耐氧化性的铁素体系不锈钢。
进而，本发明人等除了着眼于Laves相以外，还着眼于Nb碳氮化物的析出物形态进行了刻苦研究。其结果得到了以下的新见解。
Laves相一般作为Fe2（Nb,Mo）析出，造成固溶的Nb、Mo量的减少。
本发明人等发现：在存在粗大的Nb碳氮化物的情况下，以Nb碳氮化物为起点，析出较多的Laves相。查明其原因是：粗大的Nb碳氮化物不仅使Nb和Mo的固溶量减少，而且成为以Nb碳氮化物为起点的粗大的Laves相，对析出强化也不起作用。
本发明是鉴于这样的见解而完成的，其课题是提供一种通过控制Nb碳氮化物的析出物形态而具有超过850℃的耐热性的耐热性优异的铁素体系不锈钢。
为了解决上述课题，本发明人等进行了刻苦研究。
其结果发现，在添加Cu-Mo-Nb-Mn-Si的钢中Cr量为16.5～20%的情况下，如果将Mn的添加量抑制为较低、控制在一定的成分范围，则在1000℃下长时间使用时的氧化增量和氧化皮剥离量较少，氧化膜的长期稳定性优异。
图1和图2表示使用16.6～17.0%Cr-0.006～0.009%C-0.15～0.25%Si-0.10～1.13%Mn-2.52～2.60%Mo-1.35～1.46%Cu-0.45～0.48%Nb-0.010～0.013%N钢，在1000℃下进行了200小时的大气中连续氧化试验时的氧化增量和氧化皮剥离量。
由图1和图2知道，当Mn的添加量超过0.60%时，氧化增量和氧化皮剥离量急剧增加。
抑制Mn和Si的添加量时氧化膜的长期稳定性优异的原因尚不明确。可推测：由于作为氧化膜生成的（Mn,Cr）3O4和SiO2长时间遭受高温，氧化膜的厚度变厚，被冷却时的氧化膜和母相的热应力之差，与氧化膜的厚度薄的情况相比变大，因此氧化皮变得容易剥离。
在本发明中，进而也可以通过以下说明的手段得到耐热性优异的不锈钢板。
在作为排气歧管的使用温度区的750～950℃的温度区，析出物大量析出、生长。本发明人等的目标是通过比现有技术精密地控制作为Nb、Mo系析出物的Laves相和以Nb为主相的碳氮化物，最大限度地有效利用固溶和析出强化的效果，从而进行了刻苦研究。
其结果发现，在复合添加Nb-Mo-Cu-Ti-B的钢中，以Nb为主相的碳氮化物的微细析出对Nb和Mo的固溶强化能力的维持有效。
在此，所谓以Nb为主相的碳氮化物，是以Nb为主相的（Nb,X )(C,N），以下称为「Nb碳氮化物」。X中包含其他的金属元素（Ti等）。
所谓以Nb为主相，是Nb的质量相对于Nb和X的合计质量为超过50%的意思。Nb是否超过50%，具体地可以利用TEM附属的EDS装置（能量分散型荧光X射线分析装置）进行确认。
另外，在本发明的成分组成中，除了以Nb为主相的碳氮化物以外，还析出Fe（Nb，Mo）的Laves相。在Laves相中，含有Fe和Mo作为成分，在以Nb为主相的碳氮化物中基本不含Fe和Mo。因此，在利用EDS装置将Fe和Mo定量化，且各自低于5质量%的情况下，可以判断为：不是Laves相，而是以Nb为主相的碳化物。
图3是表示使用16.7%Cr-0.007%C-0.38%Si-0.70%Mn-1.7%Mo-1.3%Cu-0.64%Nb-0.15%Ti-0.010%N-0.0003%B钢，在950℃进行了5分钟的时效热处理的情况下的Nb碳氮化物的粒径和在Nb碳氮化物上析出的Laves相的比例的图。
可知当粒径变大时，在Nb碳氮化物上析出的Laves相的比例变大，当粒径超过0.2μm时，该比例急剧地变大。
图4是表示19.2%Cr-0.004%C-0.15%Si-0.33%Mn-2.1%Mo-1.2%Cu-0.40%Nb-0.11%Ti-0.012%N-0.0026%B钢的从作为最终退火温度的1050℃到750℃的平均冷却速度与Nb碳氮化物之中粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物的存在比例（个数比）的关系的图。
可知当冷却速度变为7℃/秒以上时，粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物的个数比率变为95%以上。
图5是表示19.2%Cr-0.004%C-0.15%Si-0.33%Mn-2.1%Mo-1.2%Cu-0.40%Nb-0.11%Ti-0.012%N-0.0026%B钢的0.2μm以下的Nb碳氮化物的存在比例与最高温度为950℃的热疲劳寿命（拘束率20%）的关系的图。
可知当粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物的个数比率变为95%以上时，热疲劳寿命显著提高。
以某种大小以上的Nb碳氮化物为起点，析出较多的Laves相的机理尚不明确。可推测原因是：若Nb碳氮化物粗大化，则界面非匹配化，界面能量增加，由此容易成为Laves相的核生成位点。
另外发现，在复合添加Nb-Mo-Cu-Ti-B的钢中，通过在不锈钢的制造工序中将最终退火温度设为1000～1200℃、将从最终退火温度到750℃的冷却速度控制在7℃/秒以上，可抑制大于0.2μm的Nb碳氮化物的析出和Nb碳化物的粗大化。
从这些结果知道，通过控制最终退火时的冷却速度，形成为Nb碳氮化物的粒径为0.2μm以下的组织，能够维持Nb和Mo的固溶强化能力。
而且发现，对于Laves相和ε-Cu相的析出，即使超过850℃也可得到由B带来的微细析出的效果。
如以上所述，本发明的耐热性优异的不锈钢板，是基于在使Nb碳氮化物微细析出的效果上发现了与以往不同的作用效果而完成的，能够提高热疲劳寿命。
本发明是基于上述的见解完成的，其要旨如下。
在此，对于没有下限规定的成分，表示直到不可避免的杂质水平地含有。
（1）一种耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有
C：0.02%以下、
N：0.02%以下、
Si：大于0.10%且为0.35%以下、
Mn：0.10～0.60%、
Cr：16.5～20.0%、
Nb：0.30～0.80%、
Mo：大于2.50%且为3.50%以下、以及
Cu：1.00～2.50%，
其余量由Fe和不可避免的杂质组成，
1000℃×200小时的大气中连续氧化试验后的氧化增量为4.0mg/cm2以下，
氧化皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
（2）根据上述（1）所述的耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，还含有W：2.0%以下、和Ti：0.20%以下的1种以上。
（3）根据上述（1）或（2）所述的耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有B：0.0030%以下、和Mg：0.0100%以下的1种以上。
（4）根据上述（1）～（3）的任一项所述的耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有Al：1.0%以下、Ni：1.0%以下、Sn：1.00%以下、和V：0.50%以下的1种以上。
（5）根据上述（1）～（4）的任一项所述的耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有Zr：1.0%以下、Hf：1.0%以下、和Ta：3.0%以下的1种以上。
（6）一种耐热性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有
C：0.015%以下、
N：0.020%以下、
Si：大于0.10%且为0.40%以下、
Mn：0.10～1.00%、
Cr：16.5～25.0%、
Nb：0.30～0.80%、
Mo：1.00～4.00%、
Ti：0.05～0.50%、
B：0.0003～0.0030%、以及
Cu：1.0～2.5%，
其余量由Fe和不可避免的杂质组成，
具有：钢中存在的含有Nb和其他的金属元素的、Nb的质量超过Nb和该其他的金属元素的合计质量的50%的碳氮化物之中，粒径为0.2μm以下的碳氮化物按个数比率计为95%以上的组织。
（7）根据上述（6）所述的耐热性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，还含有W：3.00%以下。
（8）根据上述（6）或（7）所述的耐热性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，还含有Al：3.00%以下、Sn：1.00%以下、和V：0.10～1.00%的1种以上。
（9）根据上述（6）～（8）的任一项所述的耐热性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，还含有
Zr：1.00%以下、
Hf：1.00%以下、
Ta：3.00%以下、和
Mg：0.0100%以下的1种以上。
（10）一种耐热性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法，是制造上述（6）～（9）的任一项所述的耐热性优异的铁素体系不锈钢板的方法，其特征在于，对具有上述（6）～（9）的任一项中记载的成分组成的板坯实施热轧制，接着实施冷轧制，其后，在1000～1200℃实施最终退火，接着，从最终退火的温度到750℃以7℃/秒以上的冷却速度冷却。
根据本发明，能够提供具有SUS444以上的高温特性，在1000℃下的耐氧化性与SUS444同等或在其之上的铁素体系不锈钢。特别是通过应用于汽车等的排气系统构件，可应对直到1000℃左右的高温化。
另外，根据本发明，能够提供具有SUS444以上的高温特性，在950℃下的热疲劳特性与SUS444同等或在其之上的铁素体系不锈钢，特别是通过应用于汽车等的排气系统构件，即使排气温度达到950℃左右的高温也能够应对。
附图说明
图1是表示16.6～17.0%Cr-0.006～0.009%C-0.15～0.25%Si-0.10～1.13%Mn-2.52～2.60%Mo-1.35～1.46%Cu-0.45～0.48%Nb-0.010～0.013%N钢的Mn添加量与氧化增量的关系的曲线图。
图2是表示16.6～17.0%Cr-0.006～0.009%C-0.15～0.25%Si-0.10～1.13%Mn-2.52～2.60%Mo-1.35～1.46%Cu-0.45～0.48%Nb-0.010～0.013%N钢的Mn添加量与氧化皮剥离量的关系的曲线图。
图3是表示16.7%Cr-0.007%C-0.38%Si-0.70%Mn-1.7%Mo-1.3%Cu-0.64%Nb-0.15%Ti-0.010%N-0.0003%B钢的950℃×5分钟时效材料的Nb碳氮化物的粒径与在Nb碳氮化物上析出的Laves相的比例的关系的图。
图4是表示19.2%Cr-0.004%C-0.15%Si-0.33%Mn-2.1%Mo-1.2%Cu-0.40%Nb-0.11%Ti-0.012%N-0.0026%B钢的从1050℃到750℃的平均冷却速度与0.2μm以下的Nb碳氮化物的存在比例的关系的图。
图5是表示19.2%Cr-0.004%C-0.15%Si-0.33%Mn-2.1%Mo-1.2%Cu-0.40%Nb-0.11%Ti-0.012%N-0.0026%B钢的0.2μm以下的Nb碳氮化物的存在比例与最高温度为950℃的热疲劳寿命（拘束率20%）的关系的图。
具体实施方式
以下对于本发明进行详细说明。
首先，对于本发明的成分组成的限定理由进行说明。以下的「%」意指「质量%」。
C使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出，使高温强度降低。C的含量越少越好，因此设定为0.02%以下。过度的降低会导致精炼成本的增加，因此优选的C含量为0.003～0.015%。
N与C同样地使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出，使高温强度降低。N的含量越少越好，因此设定为0.02%以下。过度的降低会导致精炼成本的增加，因此优选的N的含量为0.005～0.02%。
Si是对改善耐氧化性非常重要的元素。另外，作为脱氧剂也是有用的。当Si的含量变为0.10%以下时，容易引起异常氧化。当Si的含量大于0.35%时容易引起氧化皮剥离。因此，Si的含量设定为大于0.10%且在0.35%以下。
Si在高温下促进被称为Laves相的以Fe和Nb、Mo为主体的金属间化合物的析出，使固溶Nb、Mo量降低，使高温强度降低，因此更优选Si的含量少。优选的Si的含量为大于0.10%且在0.25%以下。
Mn是在长时间使用中在表层部形成具有不锈钢母相保护性的（Mn，Cr）3O4，使氧化皮密着性提高，抑制异常氧化的非常重要的元素。其效果在Mn的含量为0.10%以上时可得到。在Mn含量低于0.10%的情况下，在长时间使用中在表层部形成没有不锈钢母相保护性的Fe3O4，容易产生异常氧化。另一方面，Mn含量大于0.60%时，（Mn,Cr）3O4的氧化膜层变厚，容易引起氧化皮剥离，因此将上限设定为0.60%。
Mn形成MnS，使耐蚀性降低，使常温的均匀伸长率降低，考虑到该情况，Mn含量优选为0.10～0.40%。
Cr是确保耐氧化性所必需的元素。如果Cr的含量为16.5%以上，则在1000℃下具有充分的耐氧化性。Cr的含量大于20.0%时，可加工性降低，韧性劣化。因此，Cr含量设定为16.5～20.0%。考虑到高温延展性、制造成本，优选为16.8～19.0%。
Nb是通过固溶强化和由Laves相的微细析出所引起的析出强化来提高高温强度所需的元素。另外还有下述作用：将C、N作为碳氮化物固定，使制品板的耐蚀性提高，使影响到r值的再结晶织构发达。
在本发明的添加Nb-Mo-Cu的钢中，如果Nb的含量为0.30%以上，则可得到固溶Nb增加以及析出强化的效果。Nb的含量大于0.80%时，促进Laves相的粗大化，高温强度降低，并且成本增加。因此，Nb含量设定为0.30～0.80%。考虑到制造性和成本，优选为0.40～0.70%。
Mo使耐蚀性提高，而且抑制高温氧化，对通过由Laves相的微细析出所引起的析出强化以及固溶强化来提高高温强度有效。Mo的含量大于3.50%时，促进Laves相的粗大析出，析出强化能力降低，并且，可加工性劣化。
在添加Nb-Mo-Cu的钢中，Mo的含量大于2.50%时，可得到下述效果：抑制在1000℃下的高温氧化；固溶Mo增加；以及析出强化。因此，Mo含量设定为大于2.50%且在3.50%以下。考虑到制造性和成本，优选为2.60～3.20%。
Cu是对提高高温强度有效的元素。这是由ε-Cu析出所带来的析出硬化作用，为了得到该效果，需要将Cu的含量设为1.00%以上。当Cu的含量大于2.50%时，均匀伸长率降低，或常温耐力过高，由此冲压成型性产生障碍。而且，在高温区域形成奥氏体相，表面发生异常氧化。因此，Cu含量设定为1.00～2.50%。考虑到制造性、氧化皮密着性，优选为1.20～1.80%。
铁素体系不锈钢板，1000℃×200小时的大气中连续氧化试验的氧化增量大于4.0mg/cm2时，氧化膜过厚，促进氧化皮剥离。氧化皮剥离量大于1.0mg/cm2时，若用于汽车的排气系统材料，则壁厚的减少变得显著。因此，需要将1000℃×200小时的大气中连续氧化试验的氧化增量和氧化皮剥离量分别设定为4.0mg/cm2以下以及1.0mg/cm2以下。
为了进一步提高高温强度等的各种特性，可以根据需要添加以下的元素。
W是具有与Mo同样的效果、使高温强度提高的元素。W的含量大于2.0%时，固溶于Laves相中，使析出物粗大化，而且，制造性和可加工性劣化。因此，W的含量设定为2.0%以下。考虑到成本、耐氧化性等，优选为0.10～1.50%。
Ti在Nb-Mo钢中通过适量添加有助于Nb、Mo的冷轧退火板时的固溶量的增加、高温强度的提高以及高温延展性的提高。Ti的含量大于0.20%时，固溶Ti量增加，均匀伸长率降低，而且形成粗大的Ti系析出物，成为加工时的裂纹的起点，可加工性劣化。因此，Ti的含量设为0.20%以下。考虑到表面缺陷的发生和韧性，优选为0.05～0.15%。
B是使制品的冲压加工时的二次加工性提高的元素。B的含量大于0.0030%时，发生硬质化，晶界腐蚀性劣化。因此，B的含量设为0.0030%以下。考虑到成型性、制造成本，优选为0.0003～0.0020%。
Mg是改善二次加工性的元素。Mg的含量大于0.0100%时，可加工性显著劣化。因此，Mg的含量设为0.0100%以下。考虑到成本、表面品质，优选为0.0002～0.0010%。
Al作为脱氧元素而添加，而且使耐氧化性提高。另外，作为固溶强化元素对强度的提高有用。为了稳定地得到其效果，Al的含量优选为0.10%。Al的含量大于1.0%时发生硬质化，均匀伸长率显著降低，而且韧性显著降低。因此，Al的含量设为1.0%以下。考虑到表面缺陷的发生和可焊性、制造性，优选为0.10～0.30%。
当出于脱氧的目的而添加Al时，在钢中，低于0.10%的Al作为不可避的杂质而残存。
Ni是使耐蚀性提高的元素。为了稳定地得到该效果，优选Ni的含量为0.1%以上。Ni的含量大于1.0%时，在高温区域形成奥氏体相，表面发生异常氧化和氧化皮剥离。因此，Ni的含量设为1.0%以下。考虑到制造成本，优选为0.1～0.6%。
Sn由于原子半径较大，因此通过固溶强化而使高温强度提高。另外，即使添加也不会使常温的机械特性大大劣化。当Sn的含量大于1.00%时，制造性和可加工性显著劣化。因此，Sn的含量设定为1.00%以下。考虑到耐氧化性等，优选为0.05～0.30%。
V与Nb一同形成微细的碳氮化物，通过析出强化而使高温强度提高。V的含量大于0.50%时，Nb和V的碳氮化物粗大化，高温强度降低，可加工性降低。因此，V的含量设定为0.50%以下。考虑到制造成本和制造性，优选为0.05～0.20%。
Zr是改善耐氧化性的元素。Zr的含量大于1.0%时，析出粗大的Laves相，制造性和可加工性显著劣化。因此，Zr的含量设定为1.0%以下。考虑到成本和表面品质，优选为0.05～0.50%。
Hf与Zr同样是改善耐氧化性的元素。Hf的含量大于1.0%时，析出粗大的Laves相，制造性和可加工性显著劣化。因此，Hf的含量设定为1.0%以下。考虑到成本和表面品质，优选为0.05～0.50%。
Ta与Zr和Hf同样是改善耐氧化性的元素。Ta的含量大于3.0%时，析出粗大的Laves相，制造性和可加工性显著劣化。因此，Ta的含量设定为3.0%以下。考虑到成本和表面品质，优选为0.05～1.00%。
接着，对于本发明的铁素体系不锈钢板的制造方法进行说明。
本发明的铁素体系不锈钢板，可以采用一般的铁素体系不锈钢的制造方法制造。
即，熔炼具有本发明的成分组成的铁素体系不锈钢，制造板坯，加热至1000～1200℃后，在1100～700℃的范围热轧，制造出4～6mm的热轧板。
其后，在800～1100℃退火后，进行酸洗，将该退火酸洗板冷轧，制作出1.0～2.5mm的冷轧板后，在900～1100℃最终退火后，进行酸洗。
通过该制造工序可制造出本发明的铁素体系不锈钢板。
但是，最终退火后的冷却速度，当冷却速度慢时，Laves相等的析出物析出较多，因此有高温强度降低，常温延展性等的可加工性劣化的可能性。因此，优选：从最终退火温度到600℃的平均冷却速度控制在5℃/秒以上。
另外，热轧板的热轧条件、热轧板厚、热轧板退火的有无、冷轧条件、热轧板和冷轧板的退火温度、气氛等适宜选择即可。另外，也可以将冷轧-退火反复进行多次、在冷轧、退火后实施调质轧制、利用张力平整机（拉矫机；tension leveller）来矫正钢板的形状等。制品板厚也根据所要求的构件的厚度进行选择即可。
接着，对于本发明的耐热性优异的铁素体系不锈钢板进行说明。
首先，对成分组成进行说明。
C使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出，造成高温强度降低，因此其含量越少越好。因此，C的含量设定为0.015%以下。当过度减少C的含量时，精炼成本增加，因此优选为0.003～0.015%。
N与C同样地使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出，造成高温强度降低，因此其含量越少越好。因此，N的含量设定为0.020%以下。当过度降低N的含量时，精炼成本增加，因此优选为0.005～0.020%。
Si是作为脱氧剂也有用的元素，而且是对改善耐氧化性非常重要的元素。但是，Si在高温下促进被称为Laves相的以Fe和Nb、Mo为主体的金属间化合物的析出，因此当含量变多时，高温强度降低。另外，在Si添加量为0.10%以下的情况下，具有容易引起异常氧化的倾向，耐氧化性降低。而且，当Si的含量大于0.40%时，容易引起氧化皮剥离。
从这些观点出发，Si的含量设定为大于0.10%且在0.40%以下。但是，若设想表面缺陷产生等的使耐氧化性劣化的因素则优选耐氧化性有富余，优选为大于0.10%且在0.30%以下。
Mn是作为脱氧剂而添加的元素，而且，在长时间使用中在表层部形成Mn系氧化物，有助于氧化皮密着性以及抑制异常氧化。为了得到该效果，Mn含量需要设定为0.10%以上。Mn含量大于1.00%时，会使常温的均匀伸长率降低，而且，形成MnS，使耐蚀性、耐氧化性降低。
因此，Mn含量设定为0.10～1.00%。考虑到高温延展性、氧化皮密着性，优选为0.10～0.70%。
Cr是确保耐氧化性所必需的元素。Cr的含量低于16.5%时，得不到其效果，当大于25.0%时，可加工性降低，韧性劣化。因此，C的含量设定为16.5～25.0%。考虑到高温延展性、制造成本，优选为17.0～19.0%。
Nb是通过固溶强化和由Laves相的微细析出所引起的析出强化来提高高温强度所必需的元素。其效果通过Nb碳氮化物微细化而可显著地得到。另外，也有下述作用：将C、N作为碳氮化物固定，有贡献于制品板的耐蚀性和影响到r值的再结晶织构的发达。
在本发明的添加Nb-Mo-Ti-B的钢中，如果Nb的含量设为0.30%以上，则可得到由B的添加所带来的固溶Nb增加以及析出强化的效果。Nb的含量大于0.80%时，促进Laves相的粗大化，无助于高温强度和热疲劳寿命，并且成本增加。因此，Nb含量设定为0.30～0.80%。考虑到制造性和成本，优选为0.40～0.70%。
Mo使耐蚀性提高，并且抑制高温氧化，而且，对通过由Laves相的微细析出所引起的析出强化以及固溶强化来提高高温强度有效。为了得到该效果，Mo的含量需要设定为1.00%以上。
Mo的含量大于4.00%时，Laves相粗大化，析出强化能力降低，并且可加工性劣化。即，无助于高温强度和热疲劳寿命，并且成本增加。因此，Mo的含量设定为1.00～4.00%。考虑到制造性和成本，优选为1.50～3.00%。
Ti是在Nb-Mo-Ti-B钢中通过适量添加而带来Nb、Mo的冷轧退火板时的固溶量的增加、高温强度的提高以及高温延展性的提高，而且使热疲劳特性提高的重要元素。为了得到该效果，Ti的含量需要设定为0.05%以上。Ti的含量大于0.50%时，固溶Ti量增加，均匀伸长率降低，并且形成粗大的Ti系析出物，成为加工时和热疲劳试验时的裂纹的起点，使可加工性和热疲劳特性劣化。因此，Ti的含量设为0.05～0.50%。考虑到表面缺陷的发生和韧性，优选为0.08～0.15%。
B是在添加Nb-Mo-Ti-B的钢中带来Nb、Mo系析出物量的降低，有贡献于高温强度和热疲劳寿命的稳定性的重要元素。而且也是使制品的冲压加工时的二次加工性提高的元素。为了得到这些效果，B的含量需要设定为0.0003%以上。B的含量大于0.0030%时，发生硬质化、晶界腐蚀性的劣化、焊接裂纹，另外，热疲劳特性劣化。因此，B的含量设定为0.0003～0.0030%。考虑到成型性和制造成本，优选为0.0003～0.0020%。
Cu是对提高高温强度有效的元素。这是由ε-Cu析出所带来的析出硬化作用，当将Cu的含量设为1.0%以上时，该作用显著地发挥。当Cu的含量变多时，均匀伸长率降低，常温屈服强度过高，由此冲压成型性恶化。另外，当Cu的含量大于2.5%时，在高温区域形成奥氏体相，表面发生异常氧化，而且，热疲劳特性劣化。因此，Cu含量设定为1.0～2.5%，考虑到制造性和氧化皮密着性，优选为1.2～2.0%。
Nb碳氮化物的粒径大于0.2μm时，在Nb碳氮化物界面析出较多的Laves相，成为Nb和Mo的固溶强化量降低、Laves相的析出强化量降低的原因。因此，粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物的个数比率需为95%以上。
如果粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物的个数比率为95%以上，则晶粒内的Laves相主要从Nb碳氮化物以外的地方析出，有助于析出强化。Nb碳氮化物的粒径为下述投影面积当量直径，所述投影面积当量直径是：在采用TEM附属的EDS装置（能量分散型荧光X射线分析装置）将Fe、Nb、Mo、Ti定量化、碳氮化物中含有的Fe和Mo分别低于5质量%的情况下，判定是Nb碳氮化物，通过图像解析求出300个Nb碳氮化物的面积，由求出的面积算出的。
为了进一步提高高温强度等的各种特性，也可以根据需要添加W、Al、Sn、V、Zr、Hf、Ta和Mg的1种以上作为选择元素。
W是具有与Mo同样的效果、使高温强度提高的元素。为了稳定地得到该效果，优选W的含量设为0.10%以上。当W的含量大于3.00%时，固溶于Laves相中，使析出物粗大化，制造性和可加工性劣化。因此，W的含量设定为3.00%以下，考虑到成本和耐氧化性等，优选为1.00～1.80%。
Al是作为脱氧元素而添加、并且使耐氧化性提高的元素。而且，作为固溶强化元素对强度的提高有用。为了稳定地得到这些效果，优选Al的含量为0.10%以上。Al的含量大于3.00%时发生硬质化，使均匀伸长率显著降低，而且韧性显著降低。因此，Al的含量设为3.00%以下。考虑到表面缺陷的发生和可焊性、制造性，优选为0.10～2.00%。
再者，在出于脱氧的目的而添加Al的情况下，在钢中，低于0.10%的Al作为不可避的杂质而残存。
Sn是原子半径较大、对固溶强化有效的元素，不会使常温的机械特性大大劣化。为了得到有益于高温强度的效果，Sn的含量优选为0.05%以上。当Sn的含量大于1.00%时，制造性和可加工性显著劣化。因此，Sn的含量设定为1.00%以下。考虑到耐氧化性等，优选为0.05～0.50%。
V与Nb复合地形成微细的碳氮化物，产生析出强化作用，有助于高温强度提高。为了得到该效果，V的含量需为0.10%以上。V的含量大于1.00%时，作为Nb碳氮化物的（Nb,V）（C,N）粗大化，高温强度降低，热疲劳寿命和可加工性降低。因此，V的含量设定为0.10～1.00%，考虑到制造成本和制造性，优选为0.10～0.50%。
Zr是改善耐氧化性的元素。为了得到该效果，优选Zr的含量设为0.05%以上。Zr的含量大于1.00%时，析出粗大的Laves相，制造性和可加工性显著劣化。因此，Zr的含量设定为1.00%以下，考虑到成本和表面品质，优选为0.05～0.50%。
Hf与Zr同样是改善耐氧化性的元素。为了得到该效果，优选Hf的含量设为0.05%以上。Hf的含量大于1.00%时，析出粗大的Laves相，制造性和可加工性显著劣化。因此，Zr的含量设定为1.00%以下，考虑到成本和表面品质，优选为0.05～0.50%。
Ta与Zr和Hf同样是改善耐氧化性的元素。为了得到该效果，优选Ta的含量设为0.05%以上。Ta的含量大于3.00%时，析出粗大的Laves相，制造性和可加工性显著劣化。因此，Ta的含量设定为3.00%以下。考虑到成本和表面品质，优选为0.05～1.00%。
Mg是改善二次加工性的元素。为了得到该效果，优选Mg的含量设为0.0003%以上。Mg的含量大于0.0100%时，可加工性显著劣化。因此，Mg的含量设定为0.0100%以下，考虑到成本和表面品质，优选为0.0003～0.0020%。
接着，说明本发明的耐热性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法。
本发明的耐热性优异的铁素体系不锈钢板，可采用下述的通常的制造方法制造：通过熔炼制作具有规定的成分组成的钢块，接着通过热轧制制作热轧板，其后酸洗，接着实施冷轧制、退火。
在此，为了得到粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物相对于全部Nb碳氮化物的个数比率为95%以上的组织，需要将最终退火温度设为1000～1200℃，并通过均热来加热0～20分钟后，将从最终退火温度到750℃的平均冷却速度控制在7℃/秒以上。
Nb碳氮化物的粒径设为：从TEM观察照片通过图像解析求出300个的晶内碳氮化物的面积，由面积算出的投影面积当量直径。
如果将从最终退火温度到750℃的平均冷却速度控制在7℃/秒以上，则粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物相对于全部Nb碳氮化物的个数比率达到95%以上。其结果，Nb和Mo的固溶强化能力得到维持，另外，即使Laves相析出，由Laves相的微细析出所引起的析出强化也发挥作用，因此热疲劳寿命提高。
冷却速度越大，Nb碳氮化物的粒径就越小，但考虑到表面品质、钢板形状、制造成本，冷却速度优选为7～25℃/秒。
另外，最终退火温度越高，越促进Nb碳氮化物的固溶，因此能够降低冷轧退火板中的Nb碳氮化物的析出量，减小粒径。但是，当退火温度大于1200℃时，晶粒粗大化，成为韧性劣化的原因，因此最终退火温度的上限设定为1200℃。考虑到表面品质、钢板形状和制造成本，最终退火温度优选为1000～1150℃。
钢板的制造方法，除了将冷轧板的最终退火温度设为1000～1200℃、将从最终退火温度到750℃的冷却速度设为7℃/秒以上以外，没有特别的规定。热轧条件、热轧板厚、热轧板退火的有无、冷轧条件、热轧板和退火温度、气氛等适宜选择即可。另外，也可以反复进行多次的冷轧、退火，或在冷轧、退火后实施调质轧制，或利用张力平整机矫正钢板的形状。制品板厚也根据所要求的构件的厚度进行选择即可。
实施例1
＜样品制作方法＞
熔炼表1、表2所示的成分组成的钢，铸造成50kg的板坯，将板坯在1100～700℃热轧制，制成5mm厚的热轧板。其后，将热轧板在900～1000℃退火后，实施酸洗，冷轧制到2mm厚，实施退火、酸洗，制成制品板。
表2中的下划线表示在本发明所规定的范围外。
Figure BDA00002118267500201
Figure BDA00002118267500211
冷轧板的退火温度设为1000～1200℃。表1的No.1～23是本发明例，表2的No.24～48是比较例。
＜耐氧化性试验＞
由得到的不锈钢板制作20mm×20mm×原板厚的尺寸的氧化试件，在大气中在1000℃下进行200小时的连续氧化试验，评价异常氧化和氧化皮剥离有无发生（依据JIS Z 2281标准）。
氧化增量和氧化皮剥离量，通过回收剥离了的氧化皮膜来评价。
如果氧化增量为4.0mg/cm2以下，则评价为无异常氧化并在表3、4中记为A，除此以外评价为有异常氧化，并记为C。另外，如果氧化皮剥离量为1.0mg/cm2以下，则评价为氧化皮剥离较少，并在表3、4中记为B，如果没有氧化皮剥离则记为A，除了上述以外的情形评价为氧化皮剥离较多，并记为C。
＜高温拉伸试验＞
由制品板制作以轧制方向为纵向的长度100mm的高温拉伸试件，在1000℃下进行拉伸试验，测定了σ0.2屈服强度（发生0.2%的残余应变时的应力值）（依据JIS G 0567标准）。
1000℃下的σ0.2屈服强度为15MPa以上的情况下，在表3、4中记为A，低于15MPa的情况下记为C。
＜常温的可加工性评价＞
依据JIS Z 2201制作了以与轧制方向平行的方向为纵向的JIS13B号试件。使用这些试件进行拉伸试验，测定了断裂伸长率（依据JIS Z 2241标准）。
如果在常温下的断裂伸长率为30%以上，则能够加工成一般的排气部件，因此在具有30%以上的断裂伸长率的情况下，在表3、4中记为A，低于30%的情况下记为C。
试验的结果示于表3、表4。
表3
表4
Figure BDA00002118267500241
＜评价结果＞
由表3、表4明确了：具有本发明所规定的成分组成的钢，与比较例的钢相比，在1000℃下的氧化增量和氧化皮剥离量较少，高温屈服强度也优异。
另外，在常温下的力学性能中，断裂延展性良好，具有与比较例的钢同等或在其以上的可加工性。
成分含量在本发明的范围内的本发明例No.1～23，得到了良好的特性。成分含量在优选的范围的No.1、2、8、10、11、14、17、21～23，特性特别良好，没有观察到氧化皮剥离。
No.5的Cr含量比优选的范围高，但没有观察到氧化皮剥离。
No.24的C含量和No.25的N含量分别跨出本发明所规定的上限，因此在1000℃下的屈服强度和常温延展性比本发明例低。
No.26的Si含量跨出本发明所规定的下限，氧化增量比本发明例多。
No.27的Si含量跨出本发明所规定的上限，氧化皮剥离量比本发明例多，高温屈服强度也差。
No.28的Mn含量和No.30的Cr含量分别跨出本发明所规定的下限，氧化增量和氧化皮剥离量比本发明例多。
No.29过量地添加有Mn，因此氧化皮剥离性差，常温下的延展性低。
No.31的Cr含量跨出本发明所规定的上限，氧化增量和氧化皮剥离量较少，但常温延展性低。
No.32的Nb含量、No.34的Mo含量和No.36的Cu含量分别跨出本发明所规定的下限，在1000℃下的屈服强度低。
No.33的Nb含量和No.35的Mo含量分别跨出本发明所规定的上限，氧化增量和氧化皮剥离量较少，但常温延展性低。
No.37的Cu含量跨出本发明所规定的上限，氧化增量多，常温延展性也差。
No.38的W、No.39的Ti、No.40的B、No.41的Mg、No.42的Al、No.44的Sn、No.45的V、No.46的Zr、No.47的Hf、No.48的Ta的含量分别跨出本发明所规定的上限，氧化增量和氧化皮剥离量少，但常温延展性低。
No.43的Ni跨出本发明所规定的上限，耐氧化性比本发明例低。
实施例2
＜样品制作＞
熔炼表5、6所示的成分组成的钢，铸造成板坯，将板坯热轧制，制成5mm厚的热轧卷材。其后，将热轧卷材在1000～1200℃退火后，实施酸洗，冷轧制到2mm厚，实施退火、酸洗，制成制品板。
冷轧板的退火温度设为1000～1200℃。表5的No.101～121是本发明例，表6的No.122～150是比较例。
Figure BDA00002118267500271
Figure BDA00002118267500281
＜热疲劳试验＞
将得到的制品板卷成管状，将板的端部通过TIG焊接来焊接，制作了30mmФ的管。进而将该管切断为300mm的长度，制作了评点间距20mm的热疲劳试件。
将该试件使用伺服脉冲（SERVO PULSER）型热疲劳试验装置（加热方法使用高频感应加热装置），在大气中在拘束率20%的条件下，重复以「用150秒从200℃升温到950℃→在950℃保持120秒→用150秒从950℃降温到200℃」为1个循环的模式（pattern），进行了热疲劳寿命的评价。
热疲劳寿命，定义为裂纹贯穿板厚时的循环数。贯穿是通过目视来确认。评价是将热疲劳寿命为1500循环以上作为合格并记为「+」、低于1500循环作为不合格并记为「-」。
＜Nb碳氮化物的测定＞
将冷轧退火板的样品的厚度1/2的部分采用萃取复型法采集析出物使得能够观察轧制面的法线方向，用透过型电子显微镜（TEM）观察。在50000倍下TEM观察任意的部位，拍摄数十个观察面，使得能够计测晶内析出的Nb碳氮化物之中的300个。
在扫描仪（scanner）中纳入所拍摄的照片，单色地进行图像处理后，使用Scion Corporation制的图像解析软件「Scion Image 」求出各粒子的面积，由面积换算成投影面积当量直径，作为Nb碳氮化物的粒径。
析出物的种类，是通过采用TEM附属的EDS装置（能量分散型荧光X射线分析装置）将Fe、Nb、Mo、Ti定量化来分类。由于Nb碳氮化物中基本不含Fe和Mo，因此将Fe和Mo分别低于5质量%的情形作为Nb碳氮化物。
Nb碳氮化物的评价，是将粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物的个数比率为全部Nb碳氮化物的95%以上的情况评价为合格，并记为「+」，低于95%的情况评价为不合格，并记为「-」。
＜耐氧化性试验＞
由制品板制作20mm×20mm的原板厚的氧化试件，在大气中在950℃进行200小时的连续氧化试验，评价异常氧化和氧化皮剥离有无发生（依据JIS Z 2281标准）。
评价时，如果氧化增量低于10mg/cm2、并且氧化皮剥离量低于5mg，则评价为无异常氧化并记为「+」，其以外的情况评价为有异常氧化并记为「-」。
＜常温的可加工性评价＞
制作将与轧制方向平行的方向作为纵向的JIS 13B号试件，进行拉伸试验，测定了断裂伸长率。如果在常温下的断裂伸长率为30%以上，则可加工成一般的排气部件，因此具有30%以上的断裂伸长率的情况下记为「+」，低于30%的情况下记为「-」。
以上的试验的评价结果示于表7、8。
表7
Figure BDA00002118267500311
表8
Figure BDA00002118267500321
由表7、8明确地确认出：将从最终退火温度到750℃的冷却速度设为7℃/秒以上而制造的具有本发明所规定的成分组成的钢，粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物的个数比率为95%以上的本发明例，与比较例相比，950℃下的热疲劳寿命高，也没有异常氧化和氧化皮剥离，耐氧化性也优异。另外可确认出，在常温下的力学性能中，断裂延展性良好，具有与比较例同等或在其以上的可加工性。
No.122的C和No.123的N的量分别跨出本发明所规定的上限，Nb碳氮化物的尺寸跨出上限，950℃的热疲劳寿命和耐氧化性比本发明例低。
No.124的Si和No.126的Mn的量分别跨出本发明所规定的下限，耐氧化性比本发明例低。
No.125的Si的含量跨出本发明所规定的上限，耐氧化性和热疲劳寿命比本发明例低。
No.127的Mn的含量跨出本发明所规定的上限，耐氧化性差，常温下的延展性低。
No.128的Cr和No.132的Mo的量分别跨出本发明所规定的下限，热疲劳寿命和耐氧化性比本发明例低。
No.129的Cr的含量跨出本发明所规定的上限，虽然热疲劳寿命和耐氧化性高，但常温延展性低。
No.130的Nb和No.134的Cu的量分别跨出本发明所规定的下限，950℃下的热疲劳寿命低。
No.131的Nb和No.133Mo的量分别跨出本发明所规定的上限，虽然热疲劳寿命高，但常温延展性低。
No.135的Cu的含量跨出本发明所规定的上限，热疲劳寿命和常温延展性低，耐氧化性也差。
No.136的Ti的含量跨出本发明所规定的下限，虽然常温延展性与本发明例同等，但950℃下的热疲劳寿命低。
No.137的Ti的含量跨出本发明所规定的上限，950℃下的热疲劳寿命低，常温延展性也比本发明例低。
No.138和139的B的量分别跨出本发明所规定的下限以及上限，热疲劳寿命比本发明例低。
No.140的W和No.141的Al的量分别跨出本发明所规定的上限，虽然热疲劳寿命高，但常温延展性低。
No.142的Sn、No.144的Zr、No.145的Hf、No.146的Ta、No.147的Mg的量分别跨出本发明所规定的上限，虽然热疲劳寿命高，但常温延展性低。
No.143的V的含量跨出本发明所规定的上限，Nb碳氮化物的尺寸跨出本发明所规定的上限，在950℃下的热疲劳寿命和常温延展性比本发明例低。
No.148、149是具有本发明所规定的成分组成的钢，但粒径为0.2μm以下的Nb碳氮化物的个数比率低于95%，与本发明例相比，热疲劳寿命和断裂伸长率低。其原因是：由于使从最终退火温度到750℃的冷却速度低于7℃/秒而制造，因此引起了Nb碳氮化物的粗大化。
No.150是SUS444，Cu的含量跨出本发明所规定的下限，热疲劳寿命低。
产业上的利用可能性
本发明的铁素体系不锈钢，耐热性优异，因此除了汽车排气系统构件以外，还可以作为发电设备的排气路径构件使用。而且，由于添加了对耐蚀性的提高有效的Mo，因此也可以用于需要耐蚀性的用途。

Claims (10)

1.一种耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有
C：0.02%以下、
N：0.02%以下、
Si：大于0.10%且为0.35%以下、
Mn：0.10～0.60%、
Cr：16.5～20.0%、
Nb：0.30～0.80%、
Mo：大于2.50%且为3.50%以下、以及
Cu：1.00～2.50%，
其余量由Fe和不可避免的杂质组成，
1000℃×200小时的大气中连续氧化试验后的氧化增量为4.0mg/cm2以下，
氧化皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
2.根据权利要求1所述的耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，还含有W：2.0%以下、和Ti：0.20%以下的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有B：0.0030%以下、和Mg：0.0100%以下的1种以上。
4.根据权利要求1～3的任一项所述的耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有Al：1.0%以下、Ni：1.0%以下、Sn：1.00%以下、和V：0.50%以下的1种以上。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的耐氧化性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有Zr：1.0%以下、Hf：1.0%以下、和Ta：3.0%以下的1种以上。
6.一种耐热性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有
C：0.015%以下、
N：0.020%以下、
Si：大于0.10%且为0.40%以下、
Mn：0.10～1.00%、
Cr：16.5～25.0%、
Nb：0.30～0.80%、
Mo：1.00～4.00%、
Ti：0.05～0.50%、
B：0.0003～0.0030%、以及
Cu：1.0～2.5%，
其余量由Fe和不可避免的杂质组成，
具有：钢中存在的含有Nb和其他的金属元素的、Nb的质量超过Nb和该其他的金属元素的合计质量的50%的碳氮化物之中，粒径为0.2μm以下的碳氮化物按个数比率计为95%以上的组织。
7.根据权利要求6所述的耐热性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，还含有W：3.00%以下。
8.根据权利要求6或7所述的耐热性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，还含有Al：3.00%以下、Sn：1.00%以下、和V：0.10～1.00%的1种以上。
9.根据权利要求6～8的任一项所述的耐热性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量%计，还含有
Zr：1.00%以下、
Hf：1.00%以下、
Ta：3.00%以下、和
Mg：0.0100%以下的1种以上。
10.一种耐热性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法，是制造权利要求6～9的任一项所述的耐热性优异的铁素体系不锈钢板的方法，其特征在于，对具有权利要求6～9的任一项中记载的成分组成的板坯实施热轧制，接着实施冷轧制，其后，在1000～1200℃实施最终退火，接着，从最终退火的温度到750℃以7℃/秒以上的冷却速度冷却。
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