CN104160054B - 铁素体系不锈钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种即使在1000℃附近的高温下也具有高的氧化铁皮剥离性的铁素体系不锈钢板，是含Mn氧化膜形成能力及氧化铁皮剥离性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：含有C：0.001～0.020％、N：0.001～0.020％、Si：0.10～0.40％、Mn：0.20～1.00％、Cr：16.0～20.0％、Nb：0.30～0.80％、Mo：1.80～2.40％、W：0.05～1.40％、Cu：1.00～2.50％、B：0.0003～0.0030％，上述成分进一步满足下记式(1)，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成。此外，也可以在规定的含量范围内添加N、Al、V、Mg、Sn、Co、Zr、Hf、Ta中的1种以上。3≤(5×Mo)/(3×Mn)≤20(1)。

Description

铁素体系不锈钢板
技术领域
本发明涉及尤其要求耐氧化性的排气系统部件等中使用的铁素体系不锈钢板。
背景技术
汽车的排气歧管等排气系统部件由于流通从发动机排出的高温的排气气体，所以对于构成排气部件的材料要求高温强度、耐氧化性、热疲劳特性等多种特性，一直使用耐热性优良的铁素体系不锈钢。
排气温度因车种而异，但近年来，多数为800～900℃的范围。流通从发动机排出的高温的排气气体的排气歧管的温度达到750～850℃的高温。因近年来环境问题的高涨，进一步强化排气限制、提高燃烧效率，其结果是，排气温度高温化到1000℃附近。
作为近年使用的铁素体系不锈钢，有SUS429(JIS标准，添加Nb-Si钢)、SUS444(JIS标准，添加Nb-Mo钢)，以添加Nb为基本，通过添加Si、Mo来提高高温强度及耐氧化性。可是，相对于排气温度趋向超过850℃的高温化，SUS444的高温强度及耐氧化性不足。因此，期望具有SUS444以上的高温强度及耐氧化性的铁素体系不锈钢。这里所谓的耐氧化性，以大气中连续氧化试验的氧化增量及氧化铁皮剥离量进行评价，将两者都少的一方规定为优良。由于汽车要长期使用，所以在1000℃下保持200小时时的耐氧化性是必要的。
对于这样的期望，一直在开发各式各样的排气系统部件的材料。例如，专利文献1～4中，公开了进行复合添加Cu-Mo-Nb-Mn-Si的技术。在专利文献1公开的钢中，为了提高高温强度及韧性而添加Cu-Mo，为了提高耐氧化铁皮剥离性而添加Mn。可是，关于氧化增量没有明确记载，连续氧化试验的条件也为1000℃×100小时，对于超过100小时时的氧化铁皮剥离性没有进行研究。在专利文献2的公开中，为了提高添加Cu钢的耐氧化性而 相互调整各添加元素。可是，连续氧化试验的温度为950℃为止，实际上未进行1000℃的试验。专利文献3中，公开了通过使Si及Mn的含量最佳化而飞跃性地提高钢的重复氧化特性的方法。可是，重复氧化试验的最高温度的总热处理时间为大约133小时左右，没有进行更长时间的耐氧化性的研究。专利文献4中，公开了通过调整Mo及W量来提高高温强度及耐氧化性的技术，但所评价的只有氧化增量，没有评价氧化铁皮剥离量。
发明者们在专利文献5中公开了通过复合添加Nb-Mo-Cu-Ti-B而使Laves相及ε-Cu相微细分散、得到在850℃下优良的高温强度的技术。此外，在专利文献6中，公开了在Nb-Mo-Cu-Ti-B钢中通过使以Nb为主相的碳氮化物微细化而抑制Laves相的析出及粗大化、得到在950℃下优良的耐热性的技术。
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:日本特开2009-235555号公报
专利文献3:日本特开2010-156039号公报
专利文献4:日本特开2009-1834号公报
专利文献5:日本特开2009-215648号公报
专利文献6:日本特开2011-190468号公报
发明内容
发明要解决的问题
判明了：即使采用专利文献5、6中公开的技术，在1000℃前后的温度区域长时间使用时，有时也不能稳定地实现耐氧化性及氧化铁皮剥离性。
本发明的课题是，提供一种尤其在排气气体的最高温度达到1000℃左右的环境化中，具有比以往技术高的耐氧化性的铁素体系不锈钢。
再者，以下的任何的记载的宗旨都不是限定本发明。
用于解决课题的手段
为了解决上述课题，本发明者们反复进行了深入研究。其结果是发现：在添加Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢中，在添加Mo量达到1.80％以上时，如果增 加Mn添加量，再以满足下述式(1)：3≤(5×Mo)/(3×Mn)≤20 (1)的方式控制Mo及Mn的平衡，则1000℃长时间使用时的氧化增量及氧化铁皮剥离量小，氧化膜的长期稳定性优异。此外，判明：在含有Ti时，氧化铁皮剥离性劣化。
发明者们熔炼了多种组成的添加Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢，试制板材，切出试验片，评价了1000℃长时间使用时的氧化增量及氧化铁皮剥离量。由上述评价结果发现2、3种组成的添加Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢的氧化膜的长期稳定性优异。通过从所述钢中选择氧化膜的长期稳定性最优良的钢，弄清楚了1000℃长时间使用时的氧化增量及氧化铁皮剥离量与化学组成的关系。
即，作为上述氧化膜的长期稳定性优异的钢即添加Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢，使用了0.005～0.008％C-0.009～0.013％N-16.9～17.5％Cr-0.13～0.19％Si-0.03～1.18％Mn-0.49～0.55％Nb-2.14～2.94％Mo-0.67～0.80％W-1.40～1.55％Cu-0.0003～0.0006B钢。图1中示出在1000℃进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量的研究结果。得知：在Mn的添加量为0.20％以上的钢种中，氧化铁皮剥离量减少，如果达到0.30％以上，则氧化铁皮剥离量大致为0。此外，图2中示出将上述结果代入Mo/Mn比(指式(1)的中间部分的(5×Mo)/(3×Mn))时的关系。判明：在Mo/Mn比满足20以下时，氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下，可得到优良的氧化铁皮剥离性。认为添加Mn使得氧化膜的长期稳定性优异的理由是因为，在本发明钢的成分组成中，含Mn氧化膜的形成能力优良。通过长时间暴露在高温下，生成在最外层中生成的(Mn、Cr)3O4作为氧化膜，生成具有厚度的氧化铁皮。其结果是，可推测抑制了容易升华的MoO3的生成及升华，变得难以在氧化铁皮中产生缺陷，氧化铁皮难剥离。为了确认该含Mn氧化膜的存在，可对热处理后的截面用EPMA进行元素测绘，通过Mn是否在最外层中浓化而判断。
再者，在本发明中，在按900～1000℃×100～200小时的条件实施热处理时，能够确认在氧化膜的最外层中生成(Mn、Cr)3O4。将氧化的进展显著、且排除了异常氧化的影响的热处理条件作为评价基准的热处理。
此外，发现：如果再以满足式(2)：2.28≤(5×Mo+2.5W)/(4×Mn) ≤8.0(2)的方式控制添加W量，则1000℃长时间使用时的氧化增量及氧化铁皮剥离量更小，氧化膜的长期稳定性更优异，也就是说，W对耐氧化铁皮剥离性的影响为Mo添加量的1/2。
另外，图3中示出作为所述氧化膜的长期稳定性优良而选择的钢在大气中连续氧化试验的结果。也就是说，是使用0.005～0.007％C-0.0010～0.012％N-17.4～17.8％Cr-0.13～0.15％Si-0.03～1.18％Mn-0.49～0.56％Nb-1.81～2.15％Mo-0.35～0.70％W-1.40～1.53％Cu-0.0004～0.0005B钢，将在1000℃下进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量代入Mo·W/Mn比(指式(2)的中间部分((5×Mo+2.5W)/(4×Mn))时的关系。在图3中，●(黑圆圈)表示式(1)合格，○(白圆圈)表示超出了式(1)。得知：在式(1)合格的数据中，如果式(2)的中间部分再达到8.0以下，则大致没有氧化铁皮剥离。其理由与Mo同样，是因为通过具有(Mn、Cr)3O4的氧化铁皮，可抑制容易升华的WO3的生成及所述升华。因此，推测在氧化铁皮中难以形成缺陷，难以产生氧化铁皮剥离。
本发明的要点如下。
(1)一种含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.001～0.020％、N：0.001～0.020％、Si：0.10～0.40％、Mn：0.20～1.00％、Cr：16.0～20.0％、Nb：0.30～0.80％、Mo：1.80～2.40％、W：0.05～1.40％、Cu：1.00～2.50％、B：0.0003～0.0030％，进一步满足下记式(1)地含有上述成分，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成。
5≤(5×Mo)/(3×Mn)≤20……(1)
这里，式(1)的Mo、Mn意味为各自的含量(质量％)。
(2)根据上述(1)所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，进一步满足下记式(2)地含有上述成分。
2.28≤(5×Mo+2.5×W)/(4×Mn)≤8.0……(2)
这里，式(2)的Mo、Mn、W意味为各自的含量(质量％)。
(3)根据上述(1)或(2)所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有选自以下第1组～第4组的至少1组中的成分：
第1组：含有Ni：0.10～1.0％、Al：0.01～1.0％、V：0.01～0.50％中的1种或2种以上、
第2组：含有Mg：0.00010～0.0100％、
第3组：含有Sn：0.01～0.50％、Co：0.01～1.50％中的1种或2种、
第4组：含有Zr：0.01～1.0％、Hf：0.01～1.0％、Ta：0.01～2.0％中的1种或2种以上。
(4)根据上述(1)～(3)所述的具有含Mn氧化膜形成能力及氧化铁皮剥离性的铁素体系不锈钢板，其特征在于，在按900～1000℃×100～200小时的条件下实施热处理时，在氧化膜的最外层中生成(Mn、Cr)3O4。
(5)根据上述(1)～(4)所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于上述(1)～(3)中所述的铁素体系不锈钢板，在1000℃下进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
这里，对于无下限规定的，表示以不可避免的杂质水平为止地含有。
发明效果
根据本发明，能够提供可得到超过SUS444的高温特性、即1000℃时的耐氧化性超过SUS444的铁素体系不锈钢。特别是通过应用在汽车等的排气系统部件中，可对应排气的1000℃前后的高温化。
附图说明
图1是表示添加Mn量和氧化铁皮剥离量的结果。
图2是表示式(1)中间部分对氧化铁皮剥离量的影响的结果。
图3是表示式(2)中间部分对氧化铁皮剥离量的影响的结果。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。首先，对本发明的成分限定理由进行说明。以下只要不特别说明，％就意味为质量％。
C使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出而导致高温强度的下降。其含量越少越好。基于上述理由，将上限规定为0.020％，优选规定为0.015％，更优选规定为0.012％。
但是，过度的减低导致精炼成本的增加，因此将下限规定为0.001％，优选规定为0.002％，更优选规定为0.003％。
N与C同样，使成形性和耐蚀性劣化，促进Nb碳氮化物的析出而导致 高温强度的下降。其含量越少越好，因此规定为0.020％以下。基于上述理由，将上限优选规定为0.015％，更优选规定为0.012％。但是，过度的减低导致精炼成本的增加，因此将下限规定为0.001％，优选规定为0.003％，更优选规定为0.005％。
Si对于改善耐氧化性是非常重要的元素。此外，作为脱氧剂也是有用的元素。在Si添加量低于0.10％时，有容易产生异常氧化的倾向，在超过0.40％时有容易产生氧化铁皮剥离的倾向，因此规定为0.10～0.40％。基于上述理由，将上限优选规定为0.30％，更优选规定为0.25％。可是，关于高温强度，如果设想Si在高温下促进被称为Laves相的以Fe和Nb、Mo及W为主体的金属间化合物的析出、降低固溶Nb、Mo、W量而使高温强度降低，则将下限规定为0.10％，优选规定为0.12％，更优选规定为0.15％。
Mn在长时间使用中在表层部形成(Mn、Cr)3O4，是对氧化铁皮密合性及抑制异常氧化有用的非常重要的元素。在0.20％以上时实现其效果。另一方面，超过1.00％的过度添加使常温的加工性降低。基于上述理由，将上限优选规定为0.87％，更优选规定为0.60％。而且，将下限规定为0.20％，优选规定为0.25％，更优选规定为0.30％。
Cr在本发明中为了确保耐氧化性是必需的元素。在本发明中，只要为16.0％以上，就在1000℃下具有充分的耐氧化性，因此将下限规定为16.0％。基于上述理由，将下限优选规定为16.5％，更优选规定为17.0％。另一方面，在超过20.0％时会导致加工性的下降及韧性的劣化，因此将上限规定为20.0％，优选规定为19.5％，更优选规定为19.0％。
Nb对于通过固溶强化及利用Laves相的微细析出的析出强化来提高高温强度是必需的元素。此外，还具有以碳氮化物固定C或N、有助于制品板的耐蚀性或影响r值的再结晶织构的发达的作用。在本发明的添加Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢中，通过添加0.30％以上的Nb可得到固溶Nb增加及析出强化。基于上述理由，将下限规定为0.30％，优选规定为0.35％，更优选规定为0.40％。此外，超过0.80％的过度添加Nb会促进Laves相的粗大化，不有助于高温强度，而且还使成本增加。从上述理由及制造性及成本方面考虑，将上限规定为0.80％，优选规定为0.75％，更优选规定为0.70％。
Mo对于提高耐蚀性、同时抑制高温氧化、通过利用Laves相的微细析 出的析出强化及固溶强化而提高高温强度是有效的。可是，过度的添加会促进长时间使用中的氧化铁皮剥离，促进Laves相的粗大析出，使析出强化能力降低，此外使加工性劣化。本发明中在上述的添加Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢的情况下，通过添加1.80％以上的Mo，可得到1000℃时的高温氧化的抑制、固溶Mo增加及析出强化。基于上述理由，将下限规定为1.80％，优选规定为1.82％，更优选规定为1.86％。
可是，超过2.40％的过度的添加Mo，会促进氧化铁皮的剥离，不有助于耐氧化性，且导致成本增加。基于上述理由，将上限规定为2.40％，优选规定为2.35％，更优选规定为2.30％。考虑到促进Laves相的粗大化而不有助于高温强度，且导致成本增加，优选上述为1.90～2.30％。
W具有与Mo同样的效果，是提高高温强度的元素，在本发明的添加Si-Mn-Nb-Mo-W-Cu钢中，通过添加0.05％以上可得到效果。基于上述理由，将下限规定为0.05％，优选规定为0.08％，更优选规定为0.10％。但是，W如果过度地添加则在Laves相中固溶，使析出物粗大化，而且使制造性及加工性劣化。基于上述理由，将上限规定为1.40％，优选规定为1.35％，更优选规定为1.30％。考虑到W也与Mo同样，生成升华性高的氧化物，使氧化铁皮容易剥离，优选上述为0.10～1.30％。
Cu对于提高高温强度向是有效的元素。这是利用ε-Cu析出而得到的析出硬化作用，通过添加1.00％以上，可显著地发挥作用。基于上述理由，将下限规定为1.00％，优选规定为1.03％，更优选规定为1.05％。
另一方面，过度的添加会导致均匀伸长率的下降或常温屈服强度的上升，对冲压成形性产生障碍。此外，如果将Cu添加2.50％以上，则在高温区域形成奥氏体相，在表面产生异常氧化。基于上述理由，将上限规定为2.50％，优选规定为2.40％，更优选规定为2.20％。考虑到制造性及氧化铁皮密合性，优选上述为1.05～2.20％。
B是提高制品的冲压加工时的2次加工性的元素，通过添加0.0003％以上可发挥其效果。基于上述理由，将下限规定为0.0003％，优选规定为0.00035％，更优选规定为0.00040％。但是，过度的添加B会导致硬质化，使晶界腐蚀性劣化。考虑到所述理由及成型性或制造成本，而将上限规定为0.0030％，优选规定为0.0025％，更优选规定为0.0029％。考虑到成型性 或制造成本，优选B：0.0004～0.0020％。
如果过剩地添加Mo，则生成升华性高的MoO3，成为氧化铁皮剥离的主要原因。因此，发现了：为了将Mo的不良影响除去，最好将其与具有抑制MoO3的效果的Mn的平衡设定在3≤(5×Mo)/(3×Mn)≤20 (1)的适当的范围(图2)。如图2所示，在本发明的成分系中，要提高耐氧化性，最好使上述的Mo/Mn比在20以下。通过满足此条件，能够使氧化铁皮剥离性成为本发明的目标值、即1000℃×200小时的大气中连续氧化试验中的氧化铁皮剥离量在1.0g/cm2以下。如此一来，在使用本发明的钢作为汽车的排气系统材料时，壁厚减薄变少，能够使用。Mo/Mn比的上限及下限可根据Mo、Mn的成分范围来决定。可是，为了确保其效果，将Mo/Mn比的上限优选规定为15以下，更优选规定为10以下。由此，能够将上述试验的氧化铁皮剥离量规定为1.0g/cm2以下。
再者，从确保高温强度及加工性的观点出发，将Mo/Mn比的下限规定为3，优选规定为4，更优选规定为5。为了大致消除氧化铁皮剥离，可以使Mo/Mn比在3～10的范围。
另外发现：为了防止W的不良影响，通过使各元素的平衡在2.28≤(5×Mo+2.5W)/(4×Mn)≤8.0 (2)的适当的范围，能够大致消除氧化铁皮的剥离(图3)。基于上述理由，将上限优选规定为7.5，更优选规定为7.0。下限可根据Mo、W、Mn的成分范围决定，但优选规定为2.5，更优选规定为3.0。
此外，为进一步提高高温强度等诸特性，也可以添加以下元素。
Ni是提高耐蚀性的元素，但过度的添加会在高温区域形成奥氏体相，在表面产生异常氧化及氧化铁皮剥离。基于上述理由，将上限规定为1.0％，优选规定为0.8％，更优选规定为0.6％。此外，虽然其作用从Ni：0.1％开始稳定地实现，但优选将下限规定为0.15％，更优选规定为0.20％。考虑到制造成本，Ni含量优选为0.2～0.6％。
Al作为脱氧元素而添加，除此以外，还是提高耐氧化性的元素。此外，对于作为固溶强化元素的强度提高也是有用的。虽从0.10％开始稳定地实现其作用，但过度的添加会导致硬质化，使均匀伸长率显著下降，除此以外，还使韧性显著下降。基于上述理由，将上限规定为1.0％，优选规定为0.60％， 更优选规定为0.30％。再者，在以脱氧的目的而添加Al时，在钢中，低于0.10％的Al作为不可避免的杂质而残存。考虑到表面缺陷的发生及焊接性、制造性，将下限规定为0.01％，优选规定为0.03％，更优选规定为0.10％。
V与Nb一同形成微细的碳氮化物，产生析出强化作用，有助于提高高温强度。但是，如果添加超过0.50％，则Nb及V碳氮化物粗大化，高温强度降低，加工性下降。基于上述理由，将上限规定为0.50％，优选规定为0.30％，更优选规定为0.20％。考虑到制造成本及耐氧化性，使下限为0.01％，优选为0.03％，更优选为0.05％。
Mg是改善2次加工性的元素。但是，如果添加超过0.0100％则加工性显著劣化。基于上述理由，将上限规定为0.0100％，优选规定为0.0050％，更优选规定为0.0010％。另外，考虑到成本及表面品位，使下限为0.0001％，优选为0.0003％，更优选为0.0004％。
Sn因原子半径大，因此是通过固溶强化而有助于高温强度的有效的元素。此外，不会使常温的机械特性太劣化。但是，如果添加超过0.50％，则使制造性及加工性显著劣化。基于上述理由，将上限规定为0.50％，优选规定为0.30％，更优选规定为0.20％。此外，考虑到耐氧化性等，将下限规定为0.05％，优选规定为0.03％，更优选规定为0.01％。
Co是提高高温强度的元素。但是，如果添加超过1.50％，则使制造性及加工性显著劣化。基于上述理由，将上限规定为1.50％，优选规定为1.00％，更优选规定为0.50％。另外，考虑到成本，将下限规定为0.01％，优选规定为0.03％，更优选规定为0.05％。
Zr是改善耐氧化性的元素。但是，如果添加超过1.0％，则粗大的Laves相析出，使制造性及加工性显著劣化。基于上述理由，将上限规定为1.0％，优选规定为0.80％，更优选规定为0.50％。另外，考虑到成本及表面品位，将下限规定为0.01％，优选规定为0.03％，更优选规定为0.05％。
Hf与Zr同样，是改善耐氧化性的元素。但是，如果添加超过1.0％，则粗大的Laves相析出，使制造性及加工性显著劣化。基于上述理由，将上限规定为1.0％，优选规定为0.80％，更优选规定为0.50％。另外，考虑到成本及表面品位，将下限规定为0.01％，优选规定为0.03％，更优选规定为0.05％。
Ta与Zr及Hf同样，是改善耐氧化性的元素。但是，超过2.0％的添加会使粗大的Laves相析出，使制造性及加工性显著劣化。基于上述理由，将上限规定为2.0％，优选规定为1.50％，更优选规定为1.00％。另外，考虑到成本及表面品位，而将下限规定为0.01％，优选规定为0.03％，更优选规定为0.05％。
本发明的铁素体系不锈钢板的特征在于：当在900～1000℃的范围的温度下按100小时以上的条件实施热处理时，在氧化膜的最外层中生成(Mn、Cr)3O4。也就是说，由此能够确认具有含Mn氧化膜形成能力。此外，其特征在于：在1000℃进行200(+10/－10)小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。也就是说，由此能够确认氧化铁皮剥离性优良。
本发明的钢板的制造方法能够采用一般的铁素体系不锈钢的制造方法。例如，可通过以下工序制造钢板，将具有本发明范围的组成的铁素体系不锈钢熔化，制造板坯，在加热至1000～1200℃后，在1100～700℃的范围进行热轧，制造板厚为4～6mm的热轧板，然后在800～1100℃下退火后进行酸洗，对该退火酸洗板进行冷轧，制造板厚为1.5～2.5mm的冷轧板，然后在900～1100℃进行了成品退火后进行酸洗。但是，在最终退火后的冷却速度中，在冷却速度慢时，由于Laves相等的析出物大量析出，所以有高温强度下降、常温延展性等加工性劣化的可能性。因此，优选将从最终退火温度到600℃为止的平均冷却速度控制在5℃/sec以上。此外，可以适宜选择热轧板热轧条件、热轧板厚、热轧板退火的有无、冷轧条件、热轧板及冷轧板退火温度、气氛等。此外，也可以多次反复进行冷轧及退火，或在冷轧及退火后附加调质轧制及张力平整。另外，关于制品板厚，只要根据所要求的部件的厚度选择即可。
实施例
＜试样制作方法＞
熔炼具有表1、表2所示的成分组成的钢，铸造成50kg的板坯，在1100～700℃对板坯进行热轧，形成板厚为5mm的热轧板。然后，在900～1000℃对热轧板进行了退火后实施酸洗，冷轧到板厚为2mm，实施退火及酸洗，形成制品板。将冷轧板的退火温度控制在1000～1200℃，将从退火温度到 600℃为止的冷却速度控制在5℃/sec以上。表1中的No.2～21、23为本发明例，表2中的No.24～49为比较例。在表2中，对不符合本发明范围的数值附加下划线。在表1、2中，“－”意味着不积极添加，为不可避免的杂质水平。此外用粗体字表示式(2)的中间部分为优选范围外的数值。
＜耐氧化性试验方法＞
由如此得到的制品板中制作20mm×20mm、原板厚的氧化试验片，在大气中在1000℃下进行200(+10/－10)小时的连续氧化试验，评价有无发生异常氧化和氧化铁皮剥离(按照JIS Z 2281)。只要氧化增量为4.0mg/cm2以下，就作为无异常氧化规定为B(适合)，将其以外的情况作为有异常氧化而规定为C(不适合)。此外，只要氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下就规定为B(适合)，只要无氧化铁皮剥离就规定为A(优良)，将其以外的情况作为有氧化铁皮剥离而规定为C(不适合)。
＜含Mn氧化膜的确认方法＞
对按耐氧化性试验方法进行了连续氧化试验的试验片的截面，在用树脂埋没后进行镜面研磨，用EPMA对研磨过的试验片进行元素测绘，确认Mn在最外层是否浓化。以2000倍对氧化铁皮最表层部进行Fe、Cr、Mn、Si、O的元素测绘，只要在最外层Mn浓化到8质量％以上，就作为具有含Mn氧化膜而规定为B(适合)，将其以外的情况作为没有而规定为C(不适合)。
＜高温拉伸试验方法＞
由制品板制作将轧制方向作为长度方向的长度为100mm的高温拉伸试验片，进行1000℃拉伸试验，测定了0.2％屈服强度(按照JIS G 0567)。这里，将1000℃的0.2％屈服强度为11MPa以上的情况规定为B(适合)，将低于11MPa的情况规定为C(不适合)。
＜常温的加工性评价方法＞
按照JIS Z 2201制作了将与轧制方向平行的方向作为长度方向的JIS13B号试验片。采用这些试验片进行拉伸试验，测定了断裂伸长率(按照JIS Z 2241)。这里，只要常温下的断裂伸长率为30％以上，就可加工成一般的排气部件，因此将具有30％以上的断裂伸长率的情况规定为B(适合)，将低于30％的情况规定为C(不适合)。
＜评价结果＞
从表1、表2可明确得知：具有本发明所规定的成分组成的钢与比较例相比，1000℃时的氧化增量及氧化铁皮剥离量小，高温屈服强度优良。此外得知：满足式(2)的本发明例的No.5、6、8、9、12、17、18、19的氧化铁皮剥离量评价结果都为A(优良)，与只满足式(1)的其它本发明例(氧化铁皮剥离量评价结果为B(适合))相比，氧化铁皮剥离量大致为零。通过将Mn、Mo、W以外的成分为同等的本发明例的No.20和No.21进行比较，得知：满足式(1)及(2)的No.20与只满足式(1)的No.21相比，耐氧化铁皮剥离量更优良。另外得知：本发明例中，在常温下的机械性质方面，断裂延展性良好，具有为比较例同等以上的加工性。
在No.24、25钢中，C、N分别超出上限，因此与本发明例相比，1000℃的屈服强度及常温延展性低。关于No.24钢，Si超出下限，与本发明例相比氧化增量高。关于No.27钢，Si超出上限，与本发明例相比氧化铁皮剥离量高，高温屈服强度也差。关于No.28及30钢，Mn及Cr分别超出下限，与本发明例相比，氧化增量及氧化铁皮剥离量高。关于No.29钢，过剩地添加Mn，常温时的延展性低。关于No.31钢，Cr超出上限，尽管氧化增量及氧化铁皮剥离量小，但是常温延展性低。关于No.32、34、36及38钢，Nb、Mo、W及Cu分别超出下限，1000℃的屈服强度低。关于No.33及37钢，Nb及W分别超出上限，尽管氧化增量及氧化铁皮剥离量小，但是常温延展性低。关于No.35钢，Mo超出上限，另外没有满足式(1)，因此氧化铁皮剥离量高，常温延展性低。关于No.39钢，Cu超出上限，氧化增量高，常温延展性也差。关于No.40钢，B超出上限，尽管氧化增量及氧化铁皮剥离量小，但是常温延展性低。关于No.41钢，Ni超出上限，氧化增量及氧化铁皮剥离量高。关于No.42～49，Al、V、Mg、Sn、Co、Zr、Hf、Ta分别超出上限，尽管氧化增量及氧化铁皮剥离量小，但是常温延展性低。
工业上的可利用性
本发明的铁素体系不锈钢由于耐热性优良，所以除了汽车排气系统部件的加工品以外，还可作为发电厂的废气通路部件使用。另外，由于添加了对提高耐蚀性有效的Mo，所以还能够在要求耐蚀性的用途中使用。

Claims (17)

1.一种含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.001～0.020％、N：0.001～0.020％、Si：0.10～0.40％、Mn：0.20％以上且0.52％以下、Cr：16.0～20.0％、Nb：0.30～0.80％、Mo：1.80～2.40％、W：0.05～1.40％、Cu：1.00～2.50％、B：0.0003～0.0030％，进而以满足下记式(1)的方式含有上述成分，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，
5≤(5×Mo)/(3×Mn)≤20 (1)
这里，式(1)的Mo、Mn意味为各自的含量，单位为质量％。
2.根据权利要求1所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，进而以满足下记式(2)的方式含有所述成分，
2.28≤(5×Mo+2.5×W)/(4×Mn)≤8.0 (2)
这里，式(2)的Mo、Mn、W意味为各自的含量，单位为质量％。
3.根据权利要求1或2所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有选自以下第1组～第4组的至少1组中的成分，
第1组：含有Ni：0.10～1.0％、Al：0.01～1.0％、V：0.01～0.50％中的1种以上、
第2组：含有Mg：0.00010～0.0100％、
第3组：含有Sn：0.01～0.50％、Co：0.01～1.50％中的1种以上、
第4组：含有Zr：0.01～1.0％、Hf：0.01～1.0％、Ta：0.01～2.0％中的1种以上。
4.根据权利要求1或2所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有下述成分：Mn：0.30～0.52％、Mo：1.90～2.30％、W：0.10～1.30％。
5.根据权利要求3所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有下述成分：Mn：0.30～0.52％、Mo：1.90～2.30％、W：0.10～1.30％。
6.根据权利要求1或2所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，在按900～1000℃×100小时以上的条件实施热处理时，在氧化膜的最外层中生成(Mn、Cr)3O4。
7.根据权利要求3所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，在按900～1000℃×100小时以上的条件实施热处理时，在氧化膜的最外层中生成(Mn、Cr)3O4。
8.根据权利要求4所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，在按900～1000℃×100小时以上的条件实施热处理时，在氧化膜的最外层中生成(Mn、Cr)3O4。
9.根据权利要求5所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，在按900～1000℃×100小时以上的条件实施热处理时，在氧化膜的最外层中生成(Mn、Cr)3O4。
10.根据权利要求1或2所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于所述铁素体系不锈钢板，在1000℃进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
11.根据权利要求3所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于所述铁素体系不锈钢板，在1000℃进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
12.根据权利要求4所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于所述铁素体系不锈钢板，在1000℃进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
13.根据权利要求5所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于所述铁素体系不锈钢板，在1000℃进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
14.根据权利要求6所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于所述铁素体系不锈钢板，在1000℃进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
15.根据权利要求7所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于所述铁素体系不锈钢板，在1000℃进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
16.根据权利要求8所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于所述铁素体系不锈钢板，在1000℃进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
17.根据权利要求9所述的含Mn铁素体系不锈钢板，其特征在于，对于所述铁素体系不锈钢板，在1000℃进行200小时的大气中连续氧化试验时的氧化铁皮剥离量为1.0mg/cm2以下。
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