CN104379790A - 铁素体系不锈钢板及氧化被膜的导电性和密合性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法 - Google Patents

铁素体系不锈钢板及氧化被膜的导电性和密合性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的铁素体系不锈钢板的特征在于，以质量％计含有C：0.02％以下、Si：0.15％以下、Mn：0.3～1％、P：0.04％以下、S：0.003％以下、Cr：20～25％、Mo：0.5～2％、Al：0.1％以下、N：0.02％以下、Nb：0.001～0.5％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，且满足式(1)。2.5＜Mn/(Si+Al)＜8.0 (1)；其中，在式(1)中，Mn、Si、Al表示各个元素的含量(质量％)。

Description

铁素体系不锈钢板及氧化被膜的导电性和密合性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及形成在高温下具有良好的电导性的氧化被膜、且即使在长期使用的情况下也兼具优异的被膜密合性的铁素体系不锈钢板。本发明特别适合于固体氧化物型燃料电池的隔板及其周边的高温部件。
本申请以于2012年7月13日在日本申请的专利申请2012－157540号和于2013年6月20日在日本申请的专利申请2013－129692号作为基础申请，将其内容引入。
背景技术
近年来，从以石油为代表的化石燃料的枯竭化、由CO2排放引起的地球温暖化现象等问题考虑，要求代替以往的发电系统的新系统的实用化。作为该新系统之一，作为分散电源、汽车的动力源的实用价值也高的“燃料电池”受到瞩目。燃料电池分为几种。燃料电池中，固体氧化物型燃料电池(SOFC)的能量效率高，将来的普及扩大有希望。
关于固体氧化物型燃料电池的工作温度，近年来，通过固体电解质膜的改良，在600～900℃下工作的SOFC系统成为主流。作为在该温度区域中工作的固体氧化物型燃料电池的材料，正在研究从高价且加工性差的陶瓷转向廉价且加工性良好的金属材料的适用。
关于对金属材料要求的特性，首先，在600～900℃的温度区域中要具有优异的“耐氧化性”。其次，要具有与陶瓷系的固体氧化物同等的“热膨胀系数”。除这些基本的特性之外，在高温下的放电时与陶瓷系固体氧化物密合的状态下还要呈现出良好的“电导性”。但是，从普及扩大的观点出发，廉价且在高温和长期使用时抑制氧化被膜的剥离且不损害电导性的耐久性优异的金属材料的适用成为课题。
作为在高温下的耐氧化性优异的金属材料，例如，有JIS G 4305中规定的SUS309S、SUS310S。但是，这些高Cr高Ni型的奥氏体系不锈钢的热膨胀系数大。因此，在进行启动和停止的状况下，通过反复进行热膨胀和热收缩，发生热变形和氧化皮剥离，无法使用。另一方面，铁素体系不锈钢的热膨胀系数与陶瓷系固体氧化物为相同程度。因此，如果兼具耐氧化性、电导性的要件，则成为最适合的候补材料。
以往，在专利文献1～3中，公开了兼具上述的耐氧化性和电导性的铁素体系不锈钢。在专利文献1～3中公开了一种高Cr型的铁素体系不锈钢，其特征在于，含有选自(Y、REM(稀土类元素)、Zr)的组中的1种或2种以上。这些文献记载的发明基于下述的技术思想：在钢表面形成Cr系氧化被膜，通过添加(Y、REM、Zr)来改善Cr系氧化被膜的耐氧化性和电导性。
另一方面，公开了不依赖于稀土类元素的添加、不损害耐氧化性地赋予了电导性的铁素体系不锈钢。专利文献4中记载的发明基于下述技术思想：在钢表面形成Cr系氧化被膜，不需要(Y、REM、Zr)等稀土类元素，通过导电性高的Cu的添加，不损害耐氧化性地提高电导率。专利文献5中，通过形成以Ti或Nb共存的Al系氧化被膜作为主体的被膜结构，使被膜的导电性提高。
如上所述，以往，作为SOFC的隔板用金属材料，为下述的高Cr型的铁素体系不锈钢：其使Cr系氧化被膜形成，通过(1)非常高价的稀土类元素(Y、REM、Zr)的添加、(2)导电性高的Cu的添加、对Ti或Nb共存的Al系氧化被膜的改性，从而改善了耐氧化性和电导性。从普及扩大的观点出发，前者(1)的不锈钢在降低成本方面存在大课题。后者(2)的不锈钢在高温长期使用时的氧化被膜的成长和伴随其的电导性的降低方面存在课题。即，现状是还未出现不依赖于稀土类元素的添加、在长期使用时氧化被膜的电导性和密合性优异、能工业性地廉价地大量生产的铁素体系不锈钢。
专利文献1：日本特开2003－173795号公报
专利文献2：日本特开2005－320625号公报
专利文献3：日本特开2006－57153号公报
专利文献4：日本特开2006－9056号公报
专利文献5：日本特开2012－67391号公报
非专利文献1：热处理；33，(1993)，251
发明内容
发明要解决的课题
本发明基于下述技术思想：通过廉价且能大量生产的铁素体系不锈钢实现不逊色于以往公开的添加了稀土类元素的铁素体系不锈钢的氧化被膜的电导性和密合性。即，本发明提供不依赖于以往技术中成为课题的稀土类元素的添加、通过使用前的热处理或者SOFC工作时的热、能形成电导性和密合性优异的氧化被膜的耐久性优异的SOFC用的隔板用铁素体系不锈钢板。
用于解决课题的手段
(1)一种铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.02％以下、Si：0.15％以下、Mn：0.3～1％、P：0.04％以下、S：0.003％以下、Cr：20～25％、Mo：0.5～2％、Al：0.1％以下、N：0.02％以下、Nb：0.001～0.5％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，且满足2.5＜Mn/(Si+Al)＜8.0。
其中，在上式中，Mn、Si、Al表示各个元素的含量(质量％)。
(2)根据(1)所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti：0.5％以下、V：0.5％以下、Ni：2％以下、Cu：1％以下、Sn：1％以下、B：0.005％以下、Mg：0.005％以下、Ca：0.005％以下、W：1％以下、Co：1％以下、Sb：0.5％以下中的1种或2种以上。
(3)根据(1)或(2)所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Zr：0.1％以下、La：0.1％以下、Y：0.1％以下、REM：0.1％以下中的1种或2种以上。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，在钢板表面形成有Cr及Mn浓化的导电性和密合性优异的氧化被膜。
(5)一种氧化被膜的导电性和密合性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，对(1)～(3)中任一项所述的铁素体系不锈钢板在500～1000℃的温度范围中进行24小时以下的预氧化处理。
下面，将上述(1)、(2)、(3)、(4)、(5)的钢涉及的发明分别称为本发明。此外，有时将(1)～(5)的发明合并称为本发明。
附图说明
图1表示Mn/(Si+Al)与750℃的接触电阻率的关系。
图2表示Mn/(Si+Al)与750℃的剥离率的关系。
具体实施方式
本发明者们为了解决上述课题，关于高Cr铁素体系不锈钢板，对于设想了SOFC的高温和长期使用的耐氧化性与涉及电导性的Mn、Si、Al量的相关性反复进行了深入实验和研究，从而完成了本发明。下面对本发明中得到的见解进行说明。
氧化被膜的电导性和密合性通过极力降低Si和Al、且添加0.3％以上的Mn而显著地提高。在设想了SOFC工作温度区域的600～900℃的情况下，氧化被膜以Cr2O3为主体，除了Cr2O3之外形成M3O4型氧化物(M＝Mn，Cr)。一般而言，Si和Al的氧化物显著提高电阻是公知的。通过同时抑制Si和Al的氧化物的生成和向钢界面的浓化，能改善电导性。进而，可知通过在Cr2O3氧化被膜中使M3O4型氧化物共存，显示出电导性变得更高的行为。关于由这样的氧化被膜改性引起的电导性改善的机理，还不清楚的点较多，但是，作为可能性，可以考虑(a)和(b)的作用效果。(a)通过M3O4型氧化物的生成而使得导入到Cr2O3被膜中的空孔性缺陷担负了电导性。(b)与Cr2O3相比化合价大的M3O4型氧化物赋予从半导体至良导体的作用(施主作用)。
此外，该氧化被膜抑制氧化被膜与基底金属界面的剥离，具有良好的密合性。为了提高氧化被膜的密合性，除了由Si和Al的降低引起的内部氧化物的抑制之外，还可考虑在氧化被膜与基底金属界面处的Mn氧化物(MnO)的生成也有贡献的可能性。
如上所述，得到了以下的全新的见解：通过降低Si和Al并添加必要量的Mn，从而能不损害Cr2O3被膜的稳固性(耐氧化性)地使氧化被膜的密合性提高，且能不依赖于稀土类元素的添加地赋予电导性。上述(1)～(5)的本发明基于上述的研究结果而完成。
下面，对本发明的各要件进行详细说明。另外，各元素的含量的“％”表示“质量％”。
下面对成分的限定理由进行说明。
C是钢中所含的不可避免的杂质元素。C阻碍作为本发明的目标的Cr2O3被膜的稳固性。为此，C量越低越优选。C含量的过度降低会导致精炼成本的大幅上升。因此，将C含量的上限设为0.02％。从耐氧化性和制造性的方面出发，C含量的优选的下限为0.001％，优选的上限为0.01％。
Si是通常的脱氧元素。Si阻碍作为本发明的目标的氧化被膜的电导性和密合性。为此，Si量越低越优选。Si的过度降低会导致精炼成本的增大。因此，将Si含量的上限设为0.15％。从兼顾作为本发明的目标的特性和制造性的方面出发，Si含量的优选的下限为0.01％，更优选的下限为0.05％。Si含量的优选的上限为0.12％，更优选的上限为0.1％。
Mn作为脱氧元素有效地起作用。而且，Mn如上所述，具有使作为本发明的目标的氧化被膜的电导性和密合性提高的作用。本发明中，在Mn含量为0.3％以上的情况下，体现出该效果。因此，将Mn含量的下限设为0.3％。Mn的过度添加阻碍Cr2O3被膜的稳固性，导致耐氧化性和电导性的降低。为此，将Mn含量的上限设为1％。从使作为本发明的目标的特性有效地体现的观点出发，Mn含量的优选的下限为0.4％，优选的上限为0.8％。
P是钢中所含的不可避免的杂质元素。P导致作为本发明的目标的耐氧化性的降低。为此，将P含量的上限设为0.04％。但是，P含量的过度的降低导致精炼成本的上升。因此，优选将P含量的下限设为0.01％。从耐氧化性和制造性的方面出发，P含量的更优选的下限为0.02％，优选的上限为0.03％。
S是钢中所含的不可避免的杂质元素。S使作为本发明的目标的耐氧化性降低。特别是Mn系夹杂物和固溶S的存在在高温和长时间使用时作为破坏Cr2O3被膜的起点起作用。为此，S量越低越优选。S含量的过度降低招致原料和精炼成本的上升。因此，将S含量的上限设为0.003％。从耐氧化性和热加工性及制造成本的方面出发，S含量的优选的下限为0.0002％，优选的上限为0.001％。
Cr在确保作为本发明的目标的耐氧化性和作为金属隔板的要件即热膨胀系数的方面是基本的构成元素。在本发明中，Cr含量低于20％时，无法充分确保作为目的的基本特性。因此，将Cr含量的下限设为20％。但是，Cr的过度的添加使热轧钢材的靭性和延展性显著降低，阻碍制造性。从抑制作为本发明的目标的合金成本的观点出发，将Cr含量的上限设为25％。从基本特性和制造性及成本的方面出发，Cr含量的优选的下限为21％，优选的上限为23％。
Mo在确保作为本发明的金属隔板的要件即热膨胀系数方面是有效的构成元素。进而，Mo作为固溶强化元素起作用，在作为高温部件所需要的高温强度的确保方面也有效地起作用。为了得到这些效果，将Mo含量的下限设为0.5％。Mo的过度的添加阻碍原料成本的上升和制造性。因此，Mo含量的上限为2％。从相对于成本的效果的方面出发，Mo含量的优选的下限为0.8％，优选的上限为1.5％。
Al是强力的脱氧元素。Al具有阻碍作为本发明的目标的氧化被膜的电导性和密合性的作用。为此，Al量越低越优选。但是，为了谋求Si量的降低，优选添加必要量的Al作为脱氧元素。为了得到脱氧效果，优选将Al含量的下限设为0.01％。为了确保作为本发明的目标的氧化被膜的特性，将Al含量的上限设为0.1％。从兼顾作为本发明的目标的特性和制造性的方面出发，Al含量的更优选的下限为0.02％，优选的上限为0.06％。
N是钢中所含的不可避免的杂质元素。N阻碍作为本发明的目标的Cr2O3被膜的稳固性。为此，N量越低越优选。因此，既将N含量的上限设为0.02％。N含量的过度的降低招致精炼成本的大幅上升。从耐氧化性和制造性的方面出发，N含量的优选的下限为0.001％，优选的上限为0.01％。
Nb将C和N作为碳氮化物固定，具有提高作为本发明的目标的耐氧化性、并且提高作为高温部件所需要的强度的作用，因而添加。为了得到这些效果，将Nb含量的下限设为0.001％。Nb的过度添加使原料成本上升，并阻碍加工性。为此，Nb含量的上限为0.5％。从相对于成本的效果的方面出发，Nb含量的优选的下限为0.05％，优选的上限为0.35％。
本发明的铁素体系不锈钢板具有上述的成分，从作为目标的氧化被膜的电导性和密合性的观点出发，需要规定Mn量与(Si+Al)量的关系。在抑制了Si和Al的内部氧化的Cr2O3主体的氧化被膜中，为了使Mn浓化，使M3O4型氧化物(M＝Mn，Cr)生成而得到导电性，需要设为Mn/(Si+Al)＞2.5。另一方面，在Mn/(Si+Al)≥8.0的情况下，促进M3O4型氧化物的生成，阻碍以Cr2O3为主体的氧化被膜的保护性，并且因氧化被膜的成长招致电导性及密合性的降低。因此，为了得到作为目标的特性，设为2.5＜Mn/(Si+Al)＜8.0。从缓和过度的Si、Al的降低而得到目标特性的方面出发，优选的范围设为4.0＜Mn/(Si+Al)＜7.0。式中的Mn、Si、Al表示各个元素的含量(质量％)。
以下的元素可选择性地添加。
Ti、V与Nb同样，将C和N作为碳氮化物固定，具有使作为本发明的目标的耐氧化性提高的作用。为此可以选择性地添加。为了得到这些效果，在添加Ti、V时，优选将下限设为0.001％。Ti、V的过度添加阻碍原料成本的上升和加工性。在添加Ti、V时，上限为0.5％。从相对于成本的效果的方面出发，在添加Ti、V时的更优选的下限为0.05％，更优选的上限为0.35％。
Ni作为固溶强化元素起作用，对于作为结构材料所需要的高温强度的上升有贡献，因此可以选择性地添加。为了得到这些效果，在添加时，优选将Ni含量的下限设为0.1％。Ni的过度添加阻碍原料成本的上升和加工性。添加Ni时的上限为2％。从相对于成本的效果的方面出发，添加Ni时的含量的更优选的下限为0.2％，优选的上限为0.8％。
B、Mg、Ca具有改善热加工性的作用，因此可以选择性地添加。为了得到这些效果，添加B、Mg、Ca时，优选将下限设为0.0002％。但是，B、Mg、Ca的过度添加诱发制造性的降低和热加工时的表面瑕疵。添加B、Mg、Ca时，将上限设为0.005％。从制造性和效果的方面出发，含有B、Mg、Ca时的含量的更优选的下限为0.0003％，更优选的上限为0.002％。
Cu、Sn、Sb具有与Ni同样的效果。Cu、Sn、Sb的过度添加具有通过析出和偏析而阻碍氧化被膜的密合性和制造性的作用。分别添加Cu、Sn时，将上限设为1.0％，优选设为0.5％以下。添加Sb时，将上限设为0.5％，优选设为0.2％以下。添加时的优选的下限设为Cu：0.1％、Sn：0.01％、Sb：0.005％。
W、Co除了与Ni同样的固溶强化之外，还具有在氧化被膜及其正下方浓化而提高导电性的效果。W、Co是高价的元素。在本发明中，为了体现出这些效果，W、Co也可以选择性地添加。分别添加W、Co时，将上限设为1％，优选设为0.5％以下。添加W、Co时的下限优选设为0.1％。
Zr、La、Y、REM一直以来在提高氧化被膜的电导性和稳固性的方面具有显著的效果。Zr、La、Y、REM是非常高价的元素。本发明以不依赖于这些元素的添加而得到特性作为目标。但是，为了更进一步体现效果，Zr、La、Y、REM可以选择性地添加。添加Zr、La、Y、REM时，优选将下限设为0.001％。添加Zr、La、Y、REM时，将上限设为0.1％。添加Zr、La、Y、REM时，从相对于成本的效果的方面出发，更优选的下限为0.01％，优选的上限为0.05％。
本发明的铁素体系不锈钢具有上述的成分，从氧化被膜的电导性和密合性的观点出发，规定了Mn/(Si+Al)。在本发明中，制造方法没有特别限定。
本发明的铁素体系不锈钢板主要以将热轧钢带退火或者省略退火、在除鳞后进行冷轧、接着进行最终退火和除鳞而得到的冷轧退火板作为对象。本发明的铁素体系不锈钢板根据情况也可以是不实施冷轧的热轧退火板。
进而，作为气体配管用途，也包含由钢板制造得到的焊接管。配管不限定于焊接管。配管也可以是通过热加工制造的无缝管。
上述的冷轧后的最终退火优选设为800～1100℃。低于800℃时，钢的软质化和再结晶不充分，也有时无法得到规定的材料特性。另一方面，超过1100℃时，成为粗大的晶粒，也有时阻碍钢的靭性和延展性。
进而，为了使设想了长期使用的耐久性(导电性及密合性)提高，对于上述铁素体系不锈钢板，优选在作为SOFC隔板用途使用之前，进行预氧化处理。由此，在SOFC系统的运转初期，将Cr及Mn浓化的致密的氧化被膜在钢板表面均匀地形成是有效的。在SOFC系统运转前，通过预先在表面形成致密的氧化被膜，与金属表面的状态相比，能提高初期形成的氧化被膜的均匀性和阻隔性，能使长期使用的电导性和耐氧化性进一步提高。预氧化处理条件优选设为在500～1000℃下进行1分钟以上且24小时以下。预氧化处理可以在大气、不活泼性气体、包含水蒸气的大气或者不活泼性气体中进行。
这里，钢板表面的Cr及Mn浓化的氧化被膜是指以Cr2O3为主体而构成的氧化被膜，含有10％以上的Cr2MnO4。这些氧化被膜可以通过表面的X射线衍射法进行评价。具体而言，可以由Cr2O3和Cr2MnO4的最强射线的衍射峰的积分强度比算出。
实施例
下面，对本发明的实施例进行说明。
将表1及表2中示出成分的铁素体系不锈钢熔炼，进行热轧，制成板厚为4.0～5.0mm的热轧板，在900～1050℃下进行退火和酸洗。接着，反复进行中间退火和冷轧，制成厚度为0.4mm的冷轧板，在900～1000℃下进行退火和酸洗，制成样品。
钢No.1～20是各元素在本发明的规定范围内、满足本发明中规定的Mn/(Si+Al)的范围的钢。相对于此，钢No.21～25是各元素脱离本发明的规定范围、满足本发明中规定的Mn/(Si+Al)的范围的钢。钢No.26和27是各元素在本发明范围内、Mn/(Si+Al)脱离本发明的规定范围的钢。钢No.28～30是各元素和Mn/(Si+Al)均脱离本发明的规定的钢。另外，钢No.30是以往公知的添加了REM的铁素体系不锈钢。关于作为本发明的目标的氧化被膜的电导性和密合性，以钢No.30基准进行判定。
关于氧化被膜的电导性和密合性，设想长期使用，并通过以下的要领实施氧化试验，在表面形成氧化被膜后进行了评价。
氧化试验研究了对通过在设想了SOFC的标准工作温度的750℃下运转4.5万小时(5年)而生成的氧化物的生成量进行实验室模拟的加速试验条件。氧化被膜的成长速度例如可通过非专利文献1求出，750℃、4.5万小时后的氧化增量在Cr2O3被膜的情况下预测为1.0mg/cm2左右。作为能在较短时间内模拟相当于此的氧化增量的加速条件(温度，时间)，选定了900℃、400小时。试验片尺寸设为板厚×25mm×20mm，表面和端面进行了#600号砂纸的湿式研磨。加速试验后，对氧化被膜的电导性和密合性进行了评价。
关于氧化被膜的电导性，将25mm×20mm的Pt网状物通过900℃、30分钟烧结在试样表面上，在Pt网状物上使用Pt膏糊安装电流端子及电压端子，通过4端子法进行测定。具体而言，将试样插入马弗炉中，升温至750℃后，测定通电(I)时的电压下降值(ΔV)，求出接触电阻(R＝ΔV/I)。由该结果算出接触电阻率(ρ＝R×S，S：通电面积)，作为电导性的评价指标。
Pt膏糊使用了田中贵金属制的TR－7905，Pt网状物使用了田中贵金属制的φ0.076mm。电压下降值的测定装置使用了Advantest制的TR6143(直流电源)。
氧化被膜的密合性通过测定氧化被膜表面的剥离率来评价。具体而言，通过以下顺序来评价。氧化试验后，将试验片表背面的外观照片从实际尺寸放大至2倍左右进行拍摄。然后，数出氧化物从表面飞散后的痕迹的点的个数。这些点中，将实际尺寸为0.5mm以上的点作为对象，设为通过目视能充分识别的尺寸。剥离率(个/cm2)通过将从2个试样的表面和背面合计4个面数出的点的个数除以其表面积(20cm2)而算出。不发生氧化被膜的剥离、密合性良好的判定基准设为每1个面中点状的痕迹的个数为1点以下的情况。即，设为剥离率≤0.2(4点/20cm2)。
作为隔板用钢板的基本特性，测定了750℃的热膨胀系数。试样尺寸为5mm宽×15mm长，升温时的气氛为Ar中，热膨胀系数以25℃为起点而算出。测定装置使用了Bruker AXS制的TMA4000。
将钢No.1～30的样品的氧化被膜的接触电阻率及剥离率、钢No.1～30的样品的热膨胀系数示于表3及表4。
表3
表4
钢No.1～20是满足作为本发明的目标的氧化被膜的电导性和密合性两者、实现了作为基本特性的低热膨胀的钢。对钢No.1～20的表面通过X射线衍射法测定的结果是，在表面形成了以Cr2O3为主体、Mn浓化的氧化被膜。钢No.1～20的钢板实现了与以往公知的添加了REM的铁素体系不锈钢板(钢No.30)同等以上的特性。由此可知，只要满足本发明中规定的各元素和Mn/(Si+Al)的范围，就不会损害Cr2O3被膜的良好的耐氧化性，能赋予高温下的电导性。
钢No.20是与钢No.2相同的成分。在钢No.20中，将钢No.2的样品在大气中在800℃下预氧化12小时后，实施上述氧化试验，然后，评价了电导性和密合性。钢No.20是通过预氧化改善了氧化被膜的电导性和密合性的钢。通过实施本发明中规定的预氧化，能在相同成分的钢的情况下提高氧化被膜的电导性和密合性。根据表面的X射线衍射法，No.20的氧化被膜是以Cr2O3为主体、含有20％的Cr2MnO4的被膜。
钢No.21、22、24、26～29无法得到作为本发明的目标的氧化被膜的电导性和密合性两者或任一者。由此，偏离本发明中规定的各元素和Mn/(Si+Al)中的任一者的范围的情况下，难以兼具氧化被膜的电导性和密合性。
钢No.23、25的氧化被膜的电导性和密合性虽然在目标范围内，但是作为基本特性的低热膨胀未实现。由此，为了得到基本特性，需要添加规定范围的Cr、Mo。
关于满足本发明中规定的各元素的范围的钢板(钢No.1～20、26、27)，将Mn/(Si+Al)与750℃的接触电阻率及剥离率的关系示于图1及图2。由此可知，为了不损害Cr2O3被膜的良好的密合性地得到作为本发明的目标的氧化被膜的电导性(接触电阻率)和密合性，具有本发明中规定的各元素的范围、且将Mn/(Si+Al)控制在2.5～8.0的范围是重要的。还可知兼具氧化被膜的电导性和密合性的特性的适当的范围为将Mn/(Si+Al)设为4.0～7.0的范围。
产业上的可利用性
根据本发明，通过规定各元素的成分和Mn/(Si+Al)的范围，能提供不依赖于高价的稀土类元素的添加、作为SOFC用途而长期使用时兼具优异的氧化被膜的电导性和密合性的铁素体系不锈钢板。本发明的铁素体系不锈钢不依赖于特殊的制造方法，能在工业上生产。

Claims (5)

1.一种铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.02％以下、Si：0.15％以下、Mn：0.3～1％、P：0.04％以下、S：0.003％以下、Cr：20～25％、Mo：0.5～2％、Al：0.1％以下、N：0.02％以下、Nb：0.001～0.5％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，并且满足式(1)，
2.5＜Mn/(Si+Al)＜8.0   (1)
其中，在式(1)中，Mn、Si、Al表示各个元素的以质量％表示的含量。
2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti：0.5％以下、V：0.5％以下、Ni：2％以下、Cu：1％以下、Sn：1％以下、B：0.005％以下、Mg：0.005％以下、Ca：0.005％以下、W：1％以下、Co：1％以下、Sb：0.5％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Zr：0.1％以下、La：0.1％以下、Y：0.1％以下、REM：0.1％以下中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，在钢板表面形成有Cr及Mn浓化的导电性和密合性优异的氧化被膜。
5.一种氧化被膜的导电性和密合性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，对权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢板在500～1000℃的温度范围中进行24小时以下的预氧化处理。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109196133A (zh) * 2016-07-04 2019-01-11 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢及其钢板以及它们的制造方法
CN109355591A (zh) * 2018-11-19 2019-02-19 深圳市致远动力科技有限公司 一种耐高温合金
CN113166894A (zh) * 2018-11-29 2021-07-23 株式会社Posco 具有改善的耐腐蚀性的铁素体不锈钢及其制造方法
CN113215478A (zh) * 2021-05-14 2021-08-06 东北大学 一种提升超级不锈钢抗高温氧化性能的方法
CN115151671A (zh) * 2020-03-02 2022-10-04 杰富意钢铁株式会社 固体氧化物型燃料电池用铁素体系不锈钢
CN116024504A (zh) * 2022-12-16 2023-04-28 坤石容器制造有限公司 一种半导体行业高纯化学不稳定电子特气用铁素体不锈钢及其制备方法

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6067134B2 (ja) 2013-11-01 2017-02-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 燃料改質器用フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP6444320B2 (ja) * 2014-01-14 2019-01-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 酸化皮膜の電気伝導性と密着性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
KR101929138B1 (ko) * 2014-09-30 2018-12-13 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 고체 산화물형 연료 전지용 강 및 그 제조방법
CA2964055C (en) * 2014-10-31 2020-06-30 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferrite-based stainless steel plate, steel pipe, and production method therefor
KR101659185B1 (ko) 2014-12-26 2016-09-23 주식회사 포스코 페라이트계 스테인리스강
JP6643906B2 (ja) * 2016-01-15 2020-02-12 日鉄ステンレス株式会社 耐熱性に優れた固体酸化物型燃料電池用フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
EP3508597A4 (en) * 2016-09-02 2019-09-04 JFE Steel Corporation FERRITIC STAINLESS STEEL
JP6888201B2 (ja) * 2017-02-13 2021-06-16 日鉄ステンレス株式会社 耐熱性に優れた固体酸化物形燃料電池用セパレータおよびこれを用いた燃料電池
US11535915B2 (en) 2017-03-27 2022-12-27 Nippon Steel Stainless Steel Corporation Stainless steel material, constituting component, cell, and fuel cell stack
WO2019175731A1 (en) 2018-03-13 2019-09-19 Nova Chemicals (International) S.A. Mitigating oxygen, carbon dioxide and/or acetylene output from an odh process
CA3037315A1 (en) * 2019-03-20 2020-09-20 Nova Chemicals Corporation Stable manganochromite spinel on stainless steel surface
WO2022153752A1 (ja) * 2021-01-14 2022-07-21 日鉄ステンレス株式会社 固体酸化物形燃料電池用ステンレス鋼材及びその製造方法、並びに固体酸化物形燃料電池用部材及び固体酸化物形燃料電池
CN116490631A (zh) * 2021-01-14 2023-07-25 日铁不锈钢株式会社 固体氧化物型燃料电池用不锈钢材及其制造方法、固体氧化物型燃料电池用构件和固体氧化物型燃料电池

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005320625A (ja) * 2004-04-09 2005-11-17 Hitachi Metals Ltd 固体酸化物型燃料電池セパレータ用鋼
JP2006318652A (ja) * 2005-05-10 2006-11-24 Nisshin Steel Co Ltd 固体酸化物型燃料電池セパレータ材
JP2008101240A (ja) * 2006-10-18 2008-05-01 Nisshin Steel Co Ltd 集熱用伝熱材およびその製造法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3224694B2 (ja) * 1994-10-07 2001-11-05 新日本製鐵株式会社 耐銹性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP3097689B1 (ja) * 1999-04-09 2000-10-10 住友金属工業株式会社 固体高分子型燃料電池
CA2383808C (en) * 2001-09-27 2009-10-27 Hitachi Metals, Ltd. Steel for separators of solid-oxide type fuel cells
JP4310723B2 (ja) 2001-09-27 2009-08-12 日立金属株式会社 固体酸化物型燃料電池セパレータ用鋼
US6641780B2 (en) * 2001-11-30 2003-11-04 Ati Properties Inc. Ferritic stainless steel having high temperature creep resistance
JP4675066B2 (ja) 2004-06-23 2011-04-20 日新製鋼株式会社 固体酸化物型燃料電池セパレーター用フェライト系ステンレス鋼
JP4385328B2 (ja) 2004-08-20 2009-12-16 日立金属株式会社 固体酸化物型燃料電池セパレータ用鋼
WO2008013498A1 (en) * 2006-07-26 2008-01-31 Sandvik Intellectual Property Ab Ferritic chromium steel
EP2554701B1 (en) * 2010-03-29 2016-06-29 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet superior in surface glossiness and corrosion resistance and method for producing same
JP5377613B2 (ja) 2011-10-24 2013-12-25 日新製鋼株式会社 表面電気伝導性に優れた導電部材用ステンレス鋼板

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005320625A (ja) * 2004-04-09 2005-11-17 Hitachi Metals Ltd 固体酸化物型燃料電池セパレータ用鋼
JP2006318652A (ja) * 2005-05-10 2006-11-24 Nisshin Steel Co Ltd 固体酸化物型燃料電池セパレータ材
JP2008101240A (ja) * 2006-10-18 2008-05-01 Nisshin Steel Co Ltd 集熱用伝熱材およびその製造法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109196133A (zh) * 2016-07-04 2019-01-11 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢及其钢板以及它们的制造方法
CN111850421A (zh) * 2016-07-04 2020-10-30 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢板及铁素体系不锈钢材的制造方法
CN111850421B (zh) * 2016-07-04 2022-05-24 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢板及铁素体系不锈钢材的制造方法
CN109355591A (zh) * 2018-11-19 2019-02-19 深圳市致远动力科技有限公司 一种耐高温合金
CN113166894A (zh) * 2018-11-29 2021-07-23 株式会社Posco 具有改善的耐腐蚀性的铁素体不锈钢及其制造方法
CN115151671A (zh) * 2020-03-02 2022-10-04 杰富意钢铁株式会社 固体氧化物型燃料电池用铁素体系不锈钢
CN113215478A (zh) * 2021-05-14 2021-08-06 东北大学 一种提升超级不锈钢抗高温氧化性能的方法
CN113215478B (zh) * 2021-05-14 2022-03-04 东北大学 一种提升超级不锈钢抗高温氧化性能的方法
CN116024504A (zh) * 2022-12-16 2023-04-28 坤石容器制造有限公司 一种半导体行业高纯化学不稳定电子特气用铁素体不锈钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
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JP2014031572A (ja) 2014-02-20
JP5716054B2 (ja) 2015-05-13
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WO2014010680A1 (ja) 2014-01-16
TW201406970A (zh) 2014-02-16
EP2871251B1 (en) 2020-01-15

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