JP5959635B2

JP5959635B2 - クロム蒸発速度が僅かであり、かつ耐熱性が向上した、熱に強い鉄−クロム−アルミニウム合金

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Publication number: JP5959635B2
Application number: JP2014516195A
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Inventors: ハッテンドルフハイケ; クーンベアント; エッカートトーマス; ベックティルマン; ユークヴァダッカースヴィレム; タイゼンヴェアナー; ナビランニロファー
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Description

本発明は、溶融冶金学により製造される鉄−クロム−アルミニウム合金に関し、当該合金は耐蝕性が優れており、クロム蒸発速度が僅かであり、かつ耐熱性が高い。
US 2005/0211348 A1は、耐熱性のフェライトステンレス鋼と、当該鋼の製造方法を記載している。この鋼は、以下の化学組成を有する：Ｃが０．０２質量％以下、Ｓｉが２質量％以下、Ｍｎが２質量％以下、Ｃｒが１２〜４０質量％、Ｍｏが１〜５質量％、Ｗが２質量％超〜５質量％未満、Ｎｂが５×（Ｃ＋Ｎ）−１．０質量％、Ｎが０．０２質量％以下、残分は鉄である。Ｍｏ＋Ｗの全含分は、４．３質量％以上である。

DE 100 25 108 A1には、酸化クロム形成性鉄合金を含む高温材料が記載されており、当該合金は、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｈｆ、及びＡｌの群から選択される酸素親和性の元素を最大２質量％、Ｍｎ、Ｎｉ、及びＣｏの群から選択される元素Ｍを最大２質量％（当該元素Ｍは、酸化クロムと高温下でＭＣｒ₂Ｏ₄型のスピネル相を形成するものである）、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｓｒ、Ｃａ、及びＺｒの群から選択されるさらなる元素を最大２質量％（当該元素はＣｒベースの酸化物の導電性を向上させるものである）を含有する。クロム含分は、１２〜２８％の濃度範囲で存在する。この高温材料の使用領域は、固体酸化物型燃料電池（高温燃料電池、ＳＯＦＣとも言う）における双極性のプレートである。

EP 1 298 228 A1は、固体酸化物型燃料電池用の鋼に関し、その組成は以下の通りである：Ｃが０．２％以下、Ｓｉが１％以下、Ｍｎが１％以下、Ｎｉが２％以下、Ｃｒが１５〜３０％、Ａｌが１％以下、Ｙが０．５％以下、希土類金属が０．２％以下、及びＺｒが１％以下、残分は鉄、及び製造条件に伴う不純物である。

これら２つの合金に共通しているのは、耐熱性に乏しく、また７００℃超の温度では耐クリープ性が不充分なことである。しかしながらまさに７００℃〜約９００℃の範囲において、これらの合金は優れた耐酸化性と耐蝕性を有し、またマンガン含分によるクロム−マンガン−スピネル形成に基づき、クロム蒸発が減少する。

DE 10 2006 007 598 A1からは、耐クリープ性のフェライト鋼が公知であり、これはＦｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆型の中間金属相の析出物を含み、ここでＭは少なくとも１種の金属合金元素であり、当該金属元素Ｍは、元素のニオブ、モリブデン、タングステン、又はタンタルによって形成されていてよい。この鋼は、固体酸化物型燃料電池のスタックにおける双極性のプレートに使用するのが好ましい。

EP 1 536 031 A1からは、固体酸化物型燃料電池用の金属材料が公知であり、これはＣを０．２％以下、Ｓｉを０．０２〜１％、Ｍｎを２％以下、Ｃｒを１０〜４０％、Ｍｏを０．０３〜５％、Ｎｂを０．１〜３％、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｎ、Ｚｒ、及びＨｆの群から選択される少なくとも１種の元素を１％以下含有し、残分は鉄、及び不可避の不純物であり、ここでこの組成は、以下の等式：
０．１≦Ｍｏ／Ｎｂ≦３０
を満たす。

EP 1 882 756 A1は、フェライトクロム鋼を記載しており、これは特に、固体酸化物型燃料電池において使用可能である。このクロム鋼は、以下の組成を有する：
Ｃが最大０．１％、Ｓｉが０．１〜１％、Ｍｎが最大０．６％、Ｃｒが１５〜２５％、Ｎｉが最大２％、Ｍｏが０．５〜２％、Ｎｂが０．２〜１．５％、Ｔｉが最大０．５％、Ｚｒが最大０．５％、希土類金属が最大０．３％、Ａｌが最大０．１％、Ｎが最大０．０７％、残分は鉄、及び溶融条件による不純物であり、ここでＺｒとＴｉとの合計含分は、少なくとも０．２％である。

従来公知の合金は、DE 00 25 108 A1 とEP 1 298 228 A2に比べて、耐熱性が改善されており、７００℃超の温度下で耐クリープ性が改善されており、これは確かに析出物の形成によるものであり、転位挙動、ひいては材料の可塑的なひずみが防止される。これらの析出物は例えば、DE 10 2006 007 598 A1の場合、ラーベス相、すなわち組成がＦｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆の中間化合物から成り、ここでＭはニオブ、モリブデン、タングステン、又はタンタルであり得る。ここで体積割合は、１〜８％、好適には２．５〜５％に達するのが望ましいとのことである。しかしながらこれはまた、他の析出物、例えばＦｅ含有粒子、及び／又はＣｒ含有粒子、及び／又はＳｉ含有粒子であってもよく（例えばEP 1 536 031 A1に記載）、又はＮｂ、Ｗ、Ｍｏを有するカーバイドであり得る。これらの粒子はすべて、材料のひずみを困難にする点で共通である。

上記従来技術からは、Ｙ、Ｚｒ、Ｔｉ，Ｈｆ、Ｃｅ、Ｌａ、及び類似の反応性元素を僅かに添加することにより、Ｆｅ−Ｃｒ合金の耐酸化性に対して非常に肯定的な影響を与え得ることが公知である。

DE 10 2006 007 598 A1、EP 1 536 031 A1、及びEP 1 882 756 A1に記載された合金は、固体酸化物型燃料電池用の連絡管プレートとして適用するために最適化されている：これらの合金は、クロムが１０〜４０％のフェライト合金を用いることにより、セラミック製部材、アノード、及び電解質にできる限り適合させた膨張係数を有する。

固体酸化物型燃料電池の連絡管鋼へのさらなる要求は、前述の耐クリープ性に加えて、非常に良好な耐蝕性、酸化層の良好な導電性、及びクロム蒸発度の低さである。

固体酸化物型燃料電池用の改質器と熱交換器に対するこれらの要求は、連絡管への要求と同様に、できるだけ良好な耐クリープ性、非常に良好な耐蝕性、及びクロム蒸発度の低さである。この酸化物は、これらの部材のためには、導電性である必要はない。と言うのも、電流の導通が必要ないからである。

DE 10 2006 007 598 A1では例えば、酸化クロム被覆層を形成することにより、耐蝕性が達成される。酸化クロム被覆層の上にさらに、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、又はＣｕを有するスピネルが形成さることによって、揮発性の低い酸化クロム又はクロムオキシヒドロキシドが形成されるが、これはカソードを汚染するものである。Ｓｉがラーベス層のＦｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆中に安定的に結合されていることによって、酸化クロム被覆層の下にある酸化ケイ素からなる非導電性の下層もまた、形成されない。耐蝕性はさらに、Ａｌ含分を僅かに保つことによって改善され、腐食の進行はアルミニウムの内部酸化によって回避される。僅かなＴｉ添加はさらに、表面の強化に役立ち、これにより酸化層がアーチ状になることと、酸化層への金属領域の影響（これにより酸化が進行する）が防止される。さらに、酸素親和性の元素、例えばＬａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｚｒなどを添加することにより、耐蝕性がさらに高まる。

上述の従来技術に共通しているのは、これらの鋼が総体的に導電性の、酸化クロムから成る酸化層を、クロム−酸化マンガン層の下に形成することである。このような導電性の酸化層は、鋼を連絡管プレートとして固体酸化物型燃料電池に組み込む必要がある場合に使用しなければならない。固体酸化物型燃料電池用の改質器又は熱交換器として用いる場合にはまた、クロム蒸発度が非常に低いことが必要になる。と言うのも、これらの部品により導かれる気体、特にまた固体酸化物型燃料電池内へと導かれる気体、及びこれらの部品から蒸発するクロムは、固体酸化物型燃料電池を汚染し得るからである。ただし、酸化層は導電性であってはならず、このためここでは例えば酸化ケイ素層又は酸化アルミニウム層も使用することができる（これについては例えば、Quadakkers W.J.、Piron-Abellan J.、Shemet V.、Singheiser L.著、「Metallic Interconnects for Solid Oxide Fuel Cells - a Review, Materials at High Temperatures」20(2)（2003年） 115-127p参照）。

鉄−クロム合金へのケイ素の添加は、脆化作用のあるシグマ相の形成を促進し、これは建設部材にとっては有益では無い。酸化ケイ素層を形成する合金の場合、これは有利ではないフレーキングにつながる傾向がある（これについては、F.H.Stott、G.J.Gabriel、F.I.Wei,、G.C. Wood著、「The development of silicon-containig oxides during the oxidation of Iron-chomium-base alloy」、Werkstoffe und Korrosion 38, (1987年), p. 521 - 531参照）。

酸化アルミニウム層の形成は、鉄−クロム合金内に充分な量のアルミニウムを添加することにより、達成できる。

フェライト鉄−クロム−アルミニウム合金（高温下で使用する際に酸化アルミニウム層を形成するもの）は例えば、以下の文献から公知である。

DE 103 10 865 B3は、耐酸化性が良好な鉄−クロム−アルミニウム合金の使用を記載しており、その組成はアルミニウムが２．５〜５．０質量％、クロムが１０〜２５質量％、ケイ素が０．０５〜０．８質量％であり、添加物としてイットリウム０．０１質量％超〜０．１質量％、及び／又はハフニウム０．０１質量％超〜０．１質量％、ジルコニウム０．０１質量％超〜０．２質量％、及び／又はセリウムミッシュメタル（Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ）０．０１質量％超〜０．２質量％と、製造条件による不純物を有する合金が、ディーゼル車と２サイクル装置における部品のため、特にディーゼルエンジンと２サイクルエンジンにおける部品のために使用されている。

DE 101 57 749 A1は、寿命の長い鉄−クロム−アルミニウム合金を記載しており、その組成は、アルミニウムが２質量％超〜３．６質量％、クロムが１０質量％超〜２０質量％であり、添加物としてＳｉが０．１〜１質量％、Ｍｎが最大０．５質量％、イットリウムが０．０１〜０．２質量％、及び／又はＨｆが０．０１〜０．２質量％、及び／又はＺｒが０．０１〜０．３質量％、Ｍｇが最大０．０１質量％、Ｃａが最大０．０１質量％、炭素が最大０．０８質量％、窒素が最大０．０４質量％、リンが最大０．０４質量％、硫黄が最大０．０１質量％、銅が最大０．０５質量％、及びモリブデン及び／又はタングステンがそれぞれ最大０．１質量％、また通常の製造条件による不純物、残分は鉄である。この合金は、家庭用品や炉構造における加熱要素内で伝熱体として使用するため、さらには触媒における担持シートとして用いるため、またブレーキ抵抗と起動抵抗として用いられる。

JP 61 1 6686 Aには、耐酸化性に優れたＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金が記載されており、この合金は、炭素を最大０．０５質量％、窒素を最大０．０２質量％、ケイ素を最大１．０質量％、マンガンを最大１．５質量％、硫黄を最大０．０１質量％、チタンとニオブを合計で最大０．０５質量％、セリウムを最大０．０１質量％、クロムを１０〜２８質量％、アルミニウムを１〜６質量％、Ｃａを０．０００３〜０．０１０質量％、さらにランタンを０．０１〜０．２０質量％、ジルコニウムを０．０１〜１質量％含有し、ここで１＜Ｚｒ／Ｌａ＜２０という式が満たされ、残分は鉄と不可避の不純物である。この合金は、シートとして用いられる。

JP 62278248 Aは、鉄−クロム−アルミニウム合金を記載しており、ここでは良好な熱変形耐性と、酸化層の優れた接着性とがともに実現されている。この合金は、クロム１０〜２６質量％、アルミニウム１〜６質量％、Ｙ０．００６〜０．０８質量％、マグネシウム０．０００５〜０．０３％質量％、残分は鉄、及び不可避の不純物から成る。必要であれば、Ｔｉ０．０３〜０．４０質量％、ジルコニウム０．１０〜０．８０質量％、及びＮｂ０．１０〜０．８０質量％から選択される合計で０．８０質量％以上の一種以上の元素と、必要であれば全体で０．００６〜０．０８質量％の元素のＨｆ及び／又は希土類金属（Ｙは除く）が含有されていてよい。イットリウムとマグネシウムの添加により、熱変形性と酸化物層の接着性が改善される。この合金は、伝熱線として用いられる。

US 5,228,932 Aは、良好な耐酸化性と、高温脆性に対して高い抵抗性を有するＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金を記載している。この合金は、クロムを１０〜２８質量％、アルミニウムを１〜１０質量％、ホウ素を０．０００３〜０．０１０質量％、ランタンを０．０１〜０．２０質量％、ジルコニウムを０．０１〜１質量％含有し、ここで０．１＜Ｚｒ／Ｌａ＜２０という式が満たされる。この合金はさらに、炭素０．０５質量％以下、窒素０．０２質量％以下、ケイ素０．５０質量％以下、マンガン１．０質量％以下、チタン０．０５質量％以下、残分は鉄、並びに不可避の不純物を含有する。ニオブ、バナジウム、及びタンタルの添加は、最大１質量％の量で任意である。この鋼は、排ガスシステムにおける触媒用の担持材料として適している。

DE 103 10 865 B3、DE 101 57 749 A1、JP 61 16686 A、JP 62278248 A、及びEP 0 516 097 A1に記載された鉄−クロム−アルミニウム合金に共通しているのは、耐熱性が非常に低いということである。

EP 0 290 719 A1は、フェライト製の耐熱鋼を記載しており、この鋼は、炭素０．１０質量％、ケイ素最大０．８０質量％、マンガン０．１０〜０．５０質量％、リン最大０．０３５質量％、硫黄最大０．０２０質量％、クロム１２〜３０質量％、モリブデン０．１０〜１．０質量％、ニッケル最大１質量％、アルミニウム３．５〜８質量％、Ｚｒ０．０１〜１質量％、希土類金属０．００３〜０．８質量％、チタン０．００３〜０．３０質量％、窒素０．００３〜０．０５０質量％、残分は鉄、及び不可避の不純物から成る。この鋼は、酸素親和性の元素を組み合わせて添加することにより、高温適用下での挙動が改善する。ジルコニウム、チタン、及び希土類金属の添加によって、前記鋼から作られた加熱要素の電気抵抗を安定化させることに加えて、９００℃超の温度での鋼のクリープ伸びも大きく低減し、このため熱負荷性が向上する。生成する酸化物層は、連続的かつ／又はサイクル的な熱処理における金属断面を維持するための保護機能を向上させる。この鋼は特に、あらゆる種類の加熱線と加熱要素のために、また燃焼プロセス（排ガス触媒）後の排ガスの導入と浄化のために使用される。

EP 0 516 267 A1は、フェライト製耐熱鋼を記載しており、この鋼は、炭素０．０３質量％未満、ケイ素１質量％未満、マンガン１質量％未満、リン０．０４質量％未満、硫黄０．０３質量％未満、クロム１５〜２５質量％、窒素０．０３質量％未満、アルミニウム３〜６質量％、モリブデン０．１〜４質量％、イットリウム及び／又は希土類金属０．０１〜０．１５質量％であり、残分は鉄である。任意で、ニオブ、バナジウム、及びチタンから選択される一種以上の元素を０．０５〜１質量％、添加することができる。この鋼は、高温下で優れた耐酸化性を示す。この鋼は、排ガスシステムにおける触媒のための担持材料として用いるのに適しているが、加熱要素としても適している。

EP 0 290 719 A1とEP 0 516 267 A1に記載された鉄−クロム−アルミニウム合金に共通しているのは、最大４％のモリブデンを添加可能なことであり、このため混晶硬化のメカニズムによって、一定の耐熱性が得られることである。

WO 2009/124530 A1は、寿命が長く、熱抵抗性の変化が少ない鉄−クロム−アルミニウム合金を記載しており、これはアルミニウムを４．５〜６．５質量％、クロムを１６〜２４質量％、タングステンを１．０〜４．０質量％、ケイ素を０．０５〜０．７質量％、マンガンを０．００１〜０．５質量％、イットリウムを０．０２〜０．１質量％、ジルコニウムを０．０２〜０．１質量％、ハフニウムを０．０２〜０．１質量％、炭素を０．００３〜０．０３０質量％、窒素を０．００２〜０．０３質量％、硫黄を最大０．０１質量％、銅を最大０．５質量％含有し、残分は鉄、並びに通常の溶融条件による不純物である。

WO 2009/124530 A1に記載された鉄−クロム−アルミニウム−タングステン合金は、タングステンの添加によって、混晶硬化のメカニズムに基づき、一定の耐熱性が得られる。この合金は、伝熱適用のために最適化されたものである。従って４．５質量％というアルミニウム含分の下限はもはや非常に高いものであり、これにより加工性はむしろ凡庸である。

DE 1 99 28 842 A1は、フェライト製の耐酸化性鉄−クロム−アルミニウム−イットリウム−ハフニウム合金であって、シートや鋼線用のものを記載しており、当該合金は寿命が改善されており、高温下での酸化速度が低減されており、比電気抵抗が高い。この合金は、クロムを１６〜２２質量％、アルミニウムを６〜１０質量％、ケイ素を０．０２〜１．０質量％、マンガンを最大０．５質量％、ハフニウムを０．０２〜０．１質量％、イットリウムを０．０２〜０．１質量％、マグネシウムを最大０．０１質量％、チタンを最大０．２０質量％、ジルコニウムを最大０．０９質量％、希土類金属を最大０．０２質量％、ストロンチウムを最大０．１質量％、カルシウムを最大０．１質量％、銅を最大０．５質量％、バナジウムを最大０．１質量％、タンタルを最大０．１質量％、ニオブを最大０．１質量％、炭素を最大０．０３質量％、窒素を最大０．０１質量％、ホウ素を最大０．０１質量％含有し、残分は鉄、及び通常の溶融条件による不純物である。

DE 199 28 842 A1に記載された鉄−クロム−アルミニウム合金の場合、モリブデン及び／又はタングステンを最大２質量％添加することにより、一定の耐熱性が得られる。この合金は、シートの厚さが非常に僅かな、排ガス触媒用の担持シートとして最適化されている。従って６質量％というアルミニウム含分の下限はもはや非常に高いものであり、このため半製品への加工は困難である。

ここに記載された酸化アルミニウム形成性の鉄−クロム−アルミニウム合金は、耐熱性が低い。と言うのはそもそも、混晶硬化による耐熱性の向上のみが意図されているからである。中にはさらに、変形が困難なもの、又は加工が困難なものもある。

市場からは例えば、先に言及した固体酸化物型燃料電池用の熱交換器のため、製品に対する要求は以下の通りである：耐熱性及び／又はクリープ耐性が向上していると同時に、脆性による故障を回避するための良好な熱延性、クロム蒸発度の僅少性（クロム−酸化マンガンの蒸発速度をはるかに下回る）、また非常に良好な酸化耐性と耐蝕性を有し、許容可能なひずみと、室温での加工性が保たれていること。このため合金の使用温度は、最大９００℃でさらなる保護層無しで可能になる。

クロム蒸発速度へのこの要求は、安定的で、緻密なα−酸化アルミニウム層を形成する合金によってのみ満たされ、前記層はＣｒ不純物の量が僅かであり、このため実質的にクロム蒸発を起こさず、α−酸化アルミニウム層は、酸化クロム層よりも明らかに良好な耐酸化性と耐蝕性を示す。ただしここでは、緻密ではないメタ安定性の酸化アルミニウムが過剰に形成されないよう、注意しなければならない。

そこで本発明の課題は、フェライト製α−酸化アルミニウム形成剤をデザインすることであり、当該形成剤は、適用温度下で少なくとも３０％の伸びを有する良好な熱延性と同時に、耐熱性（加熱引張試験における加熱延伸限界及び加熱引張強度として測定して）、及び／又は耐クリープ性が向上しており、α−酸化アルミニウム層の非常に良好な耐酸化性又は腐食耐性を有するが、ただし許容可能なひずみ（引張試験における可塑的なひずみであって、室温で１８％超の伸びを有するものとして測定）は、維持されたままである。

この課題は、耐熱性が改善され、クロム蒸発速度が低減され、良好な加工性を有する鉄−クロム−アルミニウム合金によって解決され、その組成は、Ａｌが２．０〜４．５質量％、Ｃｒが１２〜２５質量％、Ｗが１．０〜４質量％、Ｎｂが０．２５〜２．０質量％、Ｓｉが０．０５〜１．２質量％、Ｍｎが０．００１〜０．７０質量％、Ｃが０．００１〜０．０３０質量％、Ｍｇが０．０００１〜０．０５質量％、Ｃａが０．０００１〜０．０３質量％、Ｐが０．００１〜０．０３０質量％、Ｎが最大０．０３質量％、Ｓが最大０．０１質量％であり、残分は鉄と、通常の溶融条件下における不純物であり、さらにイットリウムを０．０１〜０．１０質量％、特に０．０３〜０．０９質量％、ハフニウムを０．０１〜０．１０質量％、特に０．０２〜０．０８質量％、ジルコニウムを０．０１〜０．１０質量％、特に０．０２〜０．０８質量％含有し、
Ｗは、１〜４質量％、Ｍｏで置き換えられていてよく、
Ｙは完全に、又は部分的に元素のＳｃ及び／又はＬａ及び／又はセリウム０．０１〜０．１０質量％によって置き換えられていてよく、
Ｈｆ又はＺｒが完全に、又は部分的に元素のＴｉ０．０１〜０．１質量％によって置き換えられていてよく、
必要な場合にはさらに、ニッケルを最大１．０質量％、及びＣｏを最大１．０質量％、銅を最大０．５質量％、バナジウムを最大０．１質量％、酸素を０．００１〜０．０１０質量％、及び／又はホウ素を０．０００１〜０．００８質量％含有し、
残分は鉄と、通常の溶融条件下における不純物、例えば特にＰｂが最大０．００２％、Ｚｎが最大０．００２％、Ｓｎが最大０．００２％であり、
前記合金は、下記式１ａ：
３６％＜Ｃｒ＋３*（Ａｌ＋Ｓｉ）＋４．６*Ｍｏ＋５．２*Ｗ＋１０*Ｎｂ
を満たし、
前記式中、Ｃｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分であり、
前記合金は、下記式２：
０．２*Ｎｂ≦Ｓｉ≦０．７*Ｎｂ
を満たし、
前記式中、Ｓｉ及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分であり、かつ
前記合金は、下記式３ａ：
１９％＜Ｃｒ＋４*Ｎｂ＋２１．６*Ｍｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）
を満たし、
前記式中、Ｃｒ、Ｓｉ、及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分であり、Ｍｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）は、Ｓｉ及び０．５*Ｎｂの値よりも小さい。

この合金は耐熱性と耐クリープ性が向上しているが、これらの特性はタングステン含分に基づく混晶硬化のメカニズムにより得られる一方、またＦｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆型（ここで、少なくとも１種の金属合金元素Ｍは、元素のニオブ及びタングステンによって形成される）の中間金属相の析出物を生成させることによっても得られる。

本発明の対象のさらなる有利な構成は、従属請求項に記載されている。

同様にさらなる利点は、以下の式を満たすことによっても得られる：
３６％＜Ｃｒ＋３*（Ａｌ＋Ｓｉ）＋４．６*Ｍｏ＋５．２*Ｗ＋１０*Ｎｂ（式１ａ）
式中、Ｃｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分である。

式１ａは有利には、以下のように限定できる：
４０％＜Ｃｒ＋３*（Ａｌ＋Ｓｉ）＋４．６*Ｍｏ＋５．２*Ｗ＋１０*Ｎｂ（式１ｂ）。

特に有利には、合金は以下の式も満たす：
０．２*Ｎｂ≦Ｓｉ≦０．７*Ｎｂ（式２）
式中、Ｓｉ及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分である。

さらなる利点は、以下の式を満たすことによって得られる：
１９％＜Ｃｒ＋４*Ｎｂ＋２１．６*Ｍｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）（式３ａ）
式中、Ｃｒ、Ｓｉ、及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分であり、かつＭｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）は、Ｓｉ及び０．５*Ｎｂの値のうち小さい値を表す。

式３ａは以下のように修正することが、有利であり得る：
２１％＜Ｃｒ＋４*Ｎｂ＋２１．６*Ｍｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）（式３ｂ）
元素のクロムの範囲は１２〜２５％であり、ここで使用する場合に応じて、クロム含分は１４〜２３％、又は１６〜２３％であってもよく、使用する場合に応じて合金中で調整できる。

アルミニウム含分は２．０〜４．５％であり、ここでも合金の使用領域に応じて、２．５〜４．５％、３．０〜４．５％、又は３．０〜４．０％であり得る。

合金中のタングステン含分は、１．０〜４．０％である。この含分もまた、１．５〜３．０％の範囲で調節できる。

タングステンはまた、完全に、又は部分的にＭｏで置き換えることもできる。

本発明による合金は、ニオブを０．２５〜２．０％含有することができる。Ｎｂは好ましくは、０．３０〜１．２％の範囲で合金内で調整できる。

ケイ素含分は、０．０５〜１．２０％である。Ｓｉは好ましくは、０．０５〜１．０％、又は０．０９〜１．０％の範囲で合金内で調整できる。

同じことが元素のマンガンにも当てはまり、合金中に０．００１〜０．７０％存在していてよい。代替的にはまた、０．０５〜０．４０％という範囲も考えられる。

本発明による合金は、炭素を０．００１〜０．３０％含有する。Ｃは好ましくは、０．００２〜０．０２０％、又は０．００２〜０．０１５％の範囲で合金内で調整できる。

マグネシウムも、０．０００１〜０．５％の含分で存在している。好ましくは、この元素を０．０００１〜０．０３％、又は０．０００１〜０．０２％の範囲で合金内で調整できる可能性が存在する。

本発明による合金はさらに、カルシウムを０．０００１〜０．０３％の含分で含有する。好ましくは、この元素を０．０００１〜０．０２％、又は０．０００１〜０．０１％の範囲で合金内で調整できる可能性が存在する。

本発明による合金はさらに、リンを０．００１〜０．０３０％の含分で含有する。Ｐは好ましくは、０．０１０〜０．０２５％含まれていてよい。

元素の窒素は、最大で０．０３％、合金中に含まれている。その含分は好ましくは、最大で０．０２０％、又は最大で０．０１２％であり得る。

元素の硫黄は、最大で０．０１％、合金中に含まれている。その含分は好ましくは、最大で０．００５％であり得る。

材料特性は必要に応じて、元素のイットリウムを０．０１〜０．１０％の含分で添加することにより改善できる。イットリウムは好ましくは、０．０３〜０．０９％の範囲で合金内で調整できる。

任意でハフニウムも０．０１〜０．１０％の含分で使用できる。これは好ましくは、０．０２〜０．０８％の範囲で合金内で調整できる。

任意で、ジルコニウムも０．０１〜０．１０％の含分で意図されていてよい。これは好ましくは、０．０２〜０．０８％の範囲で合金内で調整できる。

任意で、イットリウムは完全に又は部分的に、ランタン０．０１〜０．１０％、及び／又はセリウム０．０１〜０．１０％、及び／又はスカンジウム０．０１〜０．１０％で置き換えることができる。

任意で、ハフニウム又はジルコニウムは、完全に又は部分的に、元素のチタンで置き換えることができる。

本発明による合金はさらに、ニッケルを最大１．０％含有することができ、さらに最大０．５％に限定することができる。

本発明による合金はさらに、コバルトを最大１．０％含有することができ、さらに最大０．５％に限定することができる。

元素の銅は最大０．５０％、合金中に含まれていてよい。

本発明による合金中にはさらに、バナジウムが最大０．１％含まれていてよい。

元素のホウ素と酸素は、任意で合金中に含まれていてよく、その割合は、ホウ素が０．０００１〜０．００８％であり、酸素が０．００１〜０．０１０％である。

最後に不純物については、鉛、亜鉛、及びスズの元素が含まれていてよく、その割合は、Ｐｂが最大０．００２％、Ｚｎが最大０．００２％、Ｓｎが最大０．００２％である。

本発明による合金は、帯鋼、プレート、ロッド、及び鋼線の製品形態で良好に製造、及び使用できる。

本発明による合金は帯鋼として、好ましくは厚さが０．０２ｍｍ〜３ｍｍの範囲で使用する。

本発明による合金は鋼線として、好ましくは直径が０．０１ｍｍ〜１２ｍｍの範囲で使用する。

本発明による合金は例えば、固体酸化物型燃料電池において、特に連絡管プレートの非導電性部分として、また固体酸化物型燃料電池の付加的な装置における部材（例えば熱交換器）として使用できる。本発明による合金はさらに、熱い気体中での部材として、酸素分圧が低くても、及び／又は前記気体が炭素、窒素、及び／又は水蒸気を含んでいたとしても、使用できる。また、金属製の排ガス触媒における担持シート及び／又は鋼線編物として、又は加熱要素として用いることもできる。

本発明による合金の使用範囲は、最大で温度が１１００℃である。最大１０００℃までの温度で用いるのが、特に有利である。

表１及び２の合金について、９００℃での実験室の空気による酸化における正味質量変化。サイクルは９６時間。各測定点は、３つの試料の平均値である。９００℃における熱圧縮試験。表１及び２の合金のエージング時間が横軸。Ｆｅ−Ｃｒ相ダイアグラム。T.B. Massalski, "Binary Alloys Phase Diagramms" Band 1 , ASM, (1987), p.228。温度と時間を軸にとった、１１００℃でのか焼後に０．５％超の割合を有する相についての析出ダイアグラム。この相は、Ｃｒが１８．５％、Ａｌが３．３％、Ｎｂが０．７％、Ｓｉが０．３％、Ｍｎが０．１５％、Ｃが０．００２％、Ｎが０．００７％、残分はＦｅである。（左側の図）。温度と時間を軸にとった、１１００℃でのか焼後に０．５％超の割合を有する相についての析出ダイアグラム。この相は、Ｃｒが１８．５％、Ａｌが２％、Ｎｂが０．７％、Ｓｉが０．３％、Ｍｎが０．００２％、Ｃが０．００７％であり（左側の図）、Ｎが０．００７％、残分はＦｅである。（左側の図）。

実施例
従来技術による標準的な合金として、Crofer 22 H、Aluchrom W、及びAluchrom 418 YHfを用いた。これらの合金は、大規模工業的に３０ｔのアーク炉内で空気中で溶融させたものであり、ＶＯＤ（真空酸化脱炭）装置内で処理し、ブロック状に鋳造した。この合金を鋼板又はホットコイルに圧延した。この鋼板又はホットコイルを、溶液アニールした。この鋼板又はホットコイルを研磨し、中間アニーリングにより目的の厚さに冷間圧延し、連続式光輝焼鈍炉内で溶液アニールした。

試験溶融物は、真空誘導炉で溶融した。鋳造したブロックは、厚さ１２ｍｍと４ｍｍに熱間圧延した。熱間圧延した鋼板を溶液アニールした。４ｍｍの鋼板を研磨し、目的の厚さに冷間圧延し（約１．５ｍｍ）、任意で中間アニールし、連続式光輝焼鈍炉内で溶液アニールした。

表１及び２には、大規模工業的に溶融させた従来技術による合金（Ｔ）と、試験装入物（装入番号の前にＬＢ）が示されている。本発明による合金にはＥの印を、そして本発明によらない試験装入物にはＶの印を付してある。

Crofer 22 Hは、Ｃｒが約２２％、Ｍｎが約０．４５％、Ｓｉが約０．２５％、Ｎｂが約０．５１％、Ｗが約２％、Ｔｉが約０．０６％であり、残分は鉄である。この合金は、前述のような二層の酸化層であって、クロム−マンガン−スピネルから成るものを、酸化クロム層の上に形成する。この合金はさらに、タングステン含分（混晶硬化）とラーベス相の形成に基づき、Ｎｂとタングステンを有するＦｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）、又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆型の中間相を有し、非常に良好な耐熱性を有する。ラーベス相はさらに、Ｓｉ含分によって安定化される。

Aluchrom WとAluchrom 418 YHfは、耐酸化性がを改善させるために酸素親和性の元素（例えばＹ、Ｚｒ、及びＨｆ）が添加された、２つの市販の鉄−クロム−アルミニウム合金である。Aluchrom Wは、クロム約１４．５％、アルミニウム約４．５％、Ｚｒ約０．２％、残分は鉄から成る。Aluchrom 418 YHfは、クロム約１８％、及びアルミニウム約４％、Ｚｒ０．２％、残分は鉄から成る。

試験溶融物は、クロム約１９．５％、及びアルミニウム約３．５％、及び様々な含分でケイ素（０．１〜０．３１％）、タングステン（０．０１〜２．０４％）、モリブデン（０．００１〜２．０％）、及びコバルト（０．０１〜３．０４％）を有する。これらについて機械的特性を室温下、加工性、耐熱性若しくは耐クリープ性への様々な元素の影響を特定するために試験し、ここで混晶硬化の割合を向上させるための添加物も、Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆型の中間相の析出による強化のための添加物も選択した。そうしてこれらの添加物が、鉄−クロム−アルミニウム合金の性能を、α−酸化アルミニウム形成に対して実質的に損なうのかどうかを確認した。

室温での機械的な特性
ひずみは、DIN 50125による引張試験で室温下、特定する。ここで破断までの延性限度Ｒ_p0.2、引張強度Ｒ_m、及び伸び率Ａを特定する。伸び率Ａは、本来の測定幅Ｌ₀の延長から破断した試料のところで特定する：
A = (L_u-L₀)/L₀ 100% = ΔL/L₀ 100%
ここでＬ_uとは、破断後の測定長さである。

測定長さに応じて、破断点伸びは、指数を有する：
測定長さL₀ = 5× d₀、又はL₀ = 5.65×√S₀
測定長さL₀ = 10 ×d₀、又はL₀ = 11.3× √S₀
又は、任意に選択される測定長さL=50mmについて、例えばA_L=50。
（d₀は初期直径、S₀は平面試料の初期断面）。

室温での引張試験における伸び率Ａの大きさは、ひずみに対する基準として考えられる。

その試験結果が、表３にまとめられている。これらは平面的な引張試料について、厚さ０．２３〜１．５０ｍｍで行った。全ての試験した合金（大規模工業的な合金のAluchrom W、Aluchrom 418 YHf、及びCrofer 22 H）と試験合金は、伸び率Ａ₅₀が１８％超であるため、加工性の要求を満たす。Ｃｒが１９％、Ａｌが３．５％、残分は鉄という合金にＮｂ、Ｗ、Ｍｏ、及びＣｏ、並びにＭｏとＷとの組み合わせ（Ｓｉ有り又は無し）を添加することにより、ひずみ、ひいては加工性に悪影響はない。

９００℃での加熱引張試験
加熱引張試験のために、厚さ１．５ｍｍの鋼板から平面状の引張試料を作製し、厚さが０．３１ｍｍの鋼板からも作製した。これについて初期の長さを測定したところ、１０ｍｍであった。加熱引張試験は、９００℃で行った。２つのひずみ速度による試験を行い、一方は１０^-3１／ｓで（引張試験についての範囲）、一法は１０^-5１／ｓ（耐クリープ性のシミュレーションのため）で行った。これらの試料は、試験の開始前に１．５時間にわたって試験温度に対して熱平衡であった。

その試験結果が、表４にまとめられている。全ての試験した合金（大規模工業的な合金のAluchrom W、Aluchrom 418 YHf、及びCrofer 22 H）と試験合金は、９００℃において、ひずみ速度１０^-3１／ｓでも１０^-5１／ｓでも、伸び率Ａ₅₀が３０％であったため、良好な熱延性についての要求を満たす。

Ｃｒ約１９％、Ａｌ約３．５％、残分は鉄という合金にＮｂ、Ｗ、Ｍｏ、並びにＭｏとＷとの組合せを添加することにより、引張強度Ｒ_mがAlucrom W、及びAlucrom 418 YHfよりも向上し、また１０^-3１／ｓ、及び１０^-5１／ｓというひずみ速度でも向上している。１０^-3１／ｓというひずみ速度では、本発明による合金の耐熱性はさらに、Crofer 22 Hの耐熱性よりも向上している。１０^-5１／ｓというひずみ速度でも、本発明による鉄−クロム−アルミニウム合金は、Crofer 22 Hと同様の良好な強度を有する。

耐熱性に関するこれらの良好な特性は、合金の内容物質が様々なバリエーションで異なっていても、３６％＜Ｃｒ＋３*（Ａｌ＋Ｓｉ）＋４．６*Ｍｏ＋５．２*Ｗ＋１０*Ｎｂ（式１ａ又は表１〜４のＦ１）が満たされて入れば保たれ、この式は特に、混晶硬化の割合を考慮したものである。この式は、本発明による合金によって満たされる。

さらに、９００℃で、特に、非常に僅かなひずみ速度（例えば１０^-5１／ｓ）におけるより高い強度という良好な特性は、合金の内容物質が様々なバリエーションで異なっていても、１９％＜Ｃｒ＋４*Ｎｂ＋２１．６*Ｍｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）（式３ａ又は表１〜４のＦ３）が満たされて入れば保たれ、この式は特に、Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）、又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆型の中間相の析出により生じる硬化のための割合を考慮したものである。この式は、本発明による合金によって満たされる。

ラーベス相形成の促進とその安定化に必要なケイ素割合は、特定の範囲においてニオブ含分に依存して変わることがある。この範囲は、０．２*Ｎｂ≦Ｓｉ≦０．７*Ｎｂ（式２）によって規定される。本発明による合金は、この範囲内にある。

空気による酸化試験
酸化試験のために寸法が２５ｍｍ×１５ｍｍ×材料厚さの試料を、帯鋼から切り取った。その角を研磨し、主な面を圧延したようにした。全ての合金について、帯鋼の厚さは１．５ｍｍで試験した。従来技術による合金についてはさらに、厚さ０．２３ｍｍ（Aluchrom 4 18 YHf）、及び０．４ｍｍ（Aluchrom W）で試験した。

酸化試験は９００℃で、空気中で行った。これらの試料は全て、質量の変化を測定できるよう９６時間、室温に冷却した。全体で１１サイクル行った。これらの試料は試験前に秤量し、場合によりフレーキングが捕捉できるように、初期質量がわかっている酸化アルミニウム製のるつぼ内に入れた。試験の中断毎に、初期状態質量に対する試料の質量変化、るつぼの質量変化、及び試験前の出発質量に対するフレーキングを測定した。質量変化は、試料の出発面積を縦軸にして図１に記載してある（比質量変化）。各材料について、少なくとも３つの試料を試験し、その平均値を出した。

フレーキングを示した試料はなかった。試料の比質量変化（正味質量変化）は、試験時間を横軸にとって、図１に示されている。Crofer 22 Hは、放物線状の酸化物成長について、典型的な曲線を示す。Crofer 22 Hは、非常に高い比質量変化を示した。試験した全ての鉄−クロム−アルミニウム合金（試験装入物と、従来技術による装入物）は、比質量変化が明らかに低かった。最初の９６時間に比較的大きく質量が増加した後、質量変化はほとんど変わらない。これは、酸化の開始についてはややメタ安定的な酸化アルミニウムが形成され、このことが最初の９６時間で比較的大きな質量増加につながったのだが、それからα−酸化アルミニウムを完全に形成するための移行が起こり、これにより残りの９６０時間の試験時間における測定不能な質量増加につながったのである。（例えばThe oxidation behavior of NIAL 1. phase-transformations in the alumina scale during oxidation of NIAL and NIAL-CR alloys; Brumm MW, Grabke HJ; Corrosion Science 33 Issue: 1 1 (1992), p.1677以降、及びPragneil W.M., Evans H.E., Naumenko D., Quadakkers W.J. Aluminium depletion in FeCrAIY Steel During Transitional Alumina Formation, Microscopy of Oxidation, Materials at High Temperatures 22 (2005), 399 - 404）。従来技術によるこれらの合金は、メタ安定的な酸化アルミニウムによる質量変化が非常に少なく、Ｎｂ、Ｗ、Ｍｏといった添加物は、初期相におけるメタ安定的な酸化物形成の傾向を容易に向上させる。しかしながら全ての合金について、α−酸化アルミニウム形成のための移行が起こったのは確かである。

９００℃での熱圧縮試験
熱圧縮限界の試験は、Baehr-Thermoanalyse社の急冷変形膨張計DIL 805を用いて行った。これにより真空下、同時に変形下での正確な温度導入が可能になる。使用した試料は円筒形であり、長さが１０ｍｍ、直径が５ｍｍであった。

時間を軸にした熱圧縮限界に対する析出性の試験のため、膨張計試料をマッフル炉で溶液アニールし、１時間、２４時間、１９２時間、及び１４４０時間、９００℃でエージングした。９００℃での変形は、単軸プレスにより成形圧力無しで５ｍｍの変形距離で一定の引張速度１０^-3１／ｓで行った。最後に、窒素によるガス急冷を行い、室温にした。

１時間のエージングについての試験結果が表５に列挙されており、図２にグラフで示されている。

本発明による実験装入物（LB 250023、LB 250030、及びLB 250031）は、９００℃で従来技術による合金であるCrofer 22 H、及び試験溶融物LB 250031よりも高い耐熱性を示す。本発明による合金（LB 250030及びLB 250031）の耐熱性の向上はまた、より長いエージング時間でも（最大１４４０時間）保たれたままである。エージング時間にわたって耐熱性があまり損なわれないことは、ラーベス相析出の安定性と関連がある。ＮｂとＳｉとの組み合わせにより、ラーベス相の析出は、本発明による実験溶融物でも、Crofer 22 Hでも、非常に安定的である。これらは粒子の巨大化プロセスにおいても防止作用をもたらし、長時間にわたる耐熱性の安定化に寄与する。LB 250030とLB 250031は、Crofer 22 HよりもＮｂ含分が多い。これはつまり、実験溶融物におけるラーベス相の割合が、Crofer 22 Hよりも高く、そのため比較的長いエージング時間にわたって安定的であることを意味する（図２）。さらに、Ｗ（LB 250023）又はＭｏ（LB 250030）、又はＷとＭｏの組み合わせ（LB 250031）、並びに本発明による装入物のアルミニウム含分は、混晶硬化作用をもたらす。特にＡｌ含分に基づき、LB 250023、LB 250030、及びLB 250031における圧縮限界は、アルミニウム不含のCrofer 22 Hよりも明らかに高い。LB 250035におけるＣｏ含分は、さらなる顕著な混晶硬化作用をもたらすため、LB 250035は、LB 250030及びLB 250031よりも明らかに圧縮限界が低い。

シグマ相形成
鉄−クロム系ではσ相が形成されるが、これは脆性作用をもたらすため、避けなければならない。図３は、Ｆｅ−Ｃｒ系における相のダイアグラムを示す。σ相は６００℃超でＣｒが２２％から現れる。この範囲を超える適用温度が存在する場合であっても、部材の加熱及び冷却時における各回の臨界的な範囲を通過する。よってσ相が合金中に形成される範囲が、できるだけ低い温度でできるだけ長い時間であれば、有利である。Ｆｅ−Ｃｒ合金については、σ相形成に必要なさらなる元素（例えばＭｏ又はＷ）を顕著な量で添加する場合（Ralf Buergel, Handbuch der Hochtemperaturwerkstofftechnik, 3. Auflage, Vieweg Verlag, Wiesbaden, 2006, p.349 - 350 表6.5参照）、σ相形成に対する作用はより正確に考慮するべきであろう。

Thermotech社のProgram JMatProにより、相ダイアグラムだけではなく、温度−時間−析出ダイアグラムも算出できる。プログラムのこの部分は、σ相形成を評価するために利用できる。算出のためのデータベースとしては、Ｆｅデータ（Thermotech社のデータバンク）を使用した。

図４は、１１００℃でのアニール後、０．５％超のモル割合を有する相に関して、JMatProにより算出した温度−時間析出ダイアグラムを示し、この相は、Ｆｅ、Ｃｒが１８．５％、Ａｌが３．３％、Ｎｂが０．７％、Ｓｉが０．３％、Ｍｎが０．１５％、Ｃが０．００２％、Ｎが０．００７％である。σ相は１０００００時間を超えた後に初めて、４５０℃で形成されることがわかる。ｘ相は、さらに長い時間を掛けた後に現れる。

図５は、JMatProにより算出した温度と時間を軸にとって、１１００℃でのか焼後に０．５％超の割合を有する相についての析出ダイアグラムを示し、この相はＦｅ、Ｃｒが１８．５％、Ａｌが３．３％、Ｍｏが２％、Ｎｂが０．７％、Ｓｉが０．３％、Ｍｎが０．１５％、Ｃが０．００２％、Ｎが０．００７％であり（左側の図）、Ｆｅ、Ｃｒが１８．５％、Ａｌが３．３％、Ｗが２％、Ｎｂが０．７％、Ｓｉが０．３％、Ｍｎが０．１５％、Ｃが０．００２％、Ｎが０．００７％である。（右側の図）。これら２つの元素を添加した場合、σ相又はｘ相が出現するまでの時間が短縮される。ただし、σ相及びｘ相の形成が、モリブデン添加時、高温下では、同じ量のタングステンを添加した場合よりも短い時間で現れることがわかる（σ相の顕著な出現は、Ｗ２％では５６０℃、８３８時間後に、Ｍｏ２％では５８０℃で早くも２７３時間後に起こる：ｘ相の顕著な出現は、Ｗ２％では６４０℃、２０．５時間後に、Ｍｏ２％では６８５℃で早くも１．２７時間後に起こる）。つまりタングステンの添加は（これは脆性相、例えばσ相又はｘ相の回避につながる）、モリブデンの添加よりも好ましい。

境界の根拠
クロム含分が１２〜２５質量％では、ＦｅＣｒＡｌ合金中で耐酸化性に対する大きな影響はない（例えばJ. Kloewer, Materials and Corrosion 51 (2000), p.373-385参照）。ただし、一定のクロム含分は必要である。と言うのもクロムは、特に安定的かつ保護性のα−Ａｌ₂Ｏ₃相の形成を促進するからである。このためその下限は１２％である。２５％超のクロム含分は、合金の加工を困難にする。

少なくとも２．０％アルミニウム含分が必要である（DE 101 57 749 A1参照）。これによりＦｅＣｒＡｌ合金は、閉鎖された酸化アルミニウム層を形成できる。４．５％超のＡｌ含分は、加工を顕著に困難にする。

Ｎｂの添加は、Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆型のラーベス相の形成作用をもたらす。これによって、良好な耐熱性（特に低い変形速度における耐熱性）が向上する。耐熱性を顕著に改善するためには、少なくとも０．２５％の含分が必要となる。Ｎｂ含分が高すぎると、合金の加工性が損なわれる。よってその上限は２％である（J. Froitzheim, G.H. Meier, L. Niewolak, P.J. Ennis, H. Hattendorf, L. Singheiser, W.J. Quadakkers, "Development of high strength ferritic steel for interconnect application in SOFCs", Journal of Power Sources 178 (2008) 163-173、及びK. Yamamoto, Y. Kimura, F.-G. Wei, Y. Mishima, Design of Laves phase strengthened ferritic heat resisting steels in the Fe-Cr-Nb(-Ni) System, Materials Science & Engineering. A 329 -331、Structural materials (2002 , p. 249-254; N. Fujita, K. Ohmura, M. Kikuchi, T. Suzuki, S. Funaki, I. Hiroshige, Effect of Nb on high-temperature properties for ferritic stainless steel. Scripta Materialia, Vol. 35, No. 6 1996, p. 705-710参照）。

タングステンは合金の耐熱性、特に９００℃での耐熱性を向上させるが、これは混晶硬化、並びにＮｂによるラーベス相形成による改良とさらなる安定化による（J. Froitzheim, G.H. Meier, L. Niewolak, P.J. Ennis, H. Hattendorf, L. Singheiser, W.J. Quadakkers, "Development of high strength ferritic steel for interconnect application in SOFCs", Journal of Power Sources 178 (2008) 163-173参照）。耐熱性を顕著に改善するためには、少なくとも１％の含分が必要となる。含分が高すぎると、合金の加工性が損なわれる。このため上限は、４％である。

ケイ素の添加により、ラーベス相の形成が安定化、かつ促進される（J. Froitzheim, G.H. Meier, L. Niewolak, P.J. Ennis, H. Hattendorf, L. Singheiser, W.J. Quadakkers, "Development of high strength ferritic steel for interconnect application in SOFCs", Journal of Power Sources 178 (2008) 163-173、及びY. Hosoi, N. Wade, S. Kunimitsu, T. Urita, Effect of Si and Mn on the precipitation behavior of Laves phase and toughness of 9Cr-2Mo steel. Transaction of the Iron and Steel Institute of Japan 26 1986参照）。さらにJ. Kloewer, Materials and Corrosion 51 (2000), p.373 - 385によれば、ケイ素を添加することにより、被覆層の接着性が改善することにより寿命が延びる。このためケイ素含分は、少なくとも０．０５質量％が必要となる。高すぎるＳｉ含分は、合金の加工を困難にする。このためその上限は１．２％である。

ラーベス相の安定化させるためには、ニオブ含分との関連でケイ素含分が特定の範囲にあることが特に有利である。この有利な範囲は、以下の式により記載される：
０．２*Ｎｂ≦Ｓｉ≦０．７*Ｎｂ（式２）
式中、Ｓｉ及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分である。

耐熱性の上昇は特に、耐熱性の向上作用をもたらす様々な添加物に依存して、特定の範囲で記載される。この有利な範囲は、以下の２つの式により記載される：
３６＜Ｃｒ＋３*（Ａｌ＋Ｓｉ）＋４．６*Ｍｏ＋５．２*Ｗ＋１０*Ｎｂ（式１ａ）
１９＜Ｃｒ＋４*Ｎｂ＋２１．６*Ｍｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）（式３ａ）
式中、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｗ、及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分であり、かつＭｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）は、Ｓｉ及び０．５*Ｎｂの値のうち小さい値を表す。

式１は特に、耐熱性のための混晶硬化の割合を考慮したものであり、式３は特に、高温（例えば９００℃）でのより高い強度についての割合、好ましくは非常にゆっくりとしたひずみ速度（例えば１０^-5１／ｓ）を考慮したものであり、これらの特性は、Ｆｅ₂（Ｍ，Ｓｉ）又はＦｅ₇（Ｍ，Ｓｉ）₆型の中間相の析出により生じる。

加工性を改善するためには、マンガンが少なくとも０．０１％必要である。マンガンは０．７％に限定される。と言うのも、この元素は耐酸化性を減少させるからである。

良好な加工性のためには、炭素が少なくとも０．００１％必要である。Ｃは０．０３％に限定される。と言うのもこの元素は、ラーベス相形成元素、特にＮｂを炭化物形成により減少させるからである。

非常に僅かなＭｇ含分でも、硫黄の結合により加工性が改善され、これにより低溶融性のＮｉＳ共融が避けられる。このためＭｇは、少なくとも０．０００１％が必要となる。この含分が高すぎると、中間相のＮｉ−Ｍｇ相が生じることがあり、これは加工性を明らかに悪化させる。このためＭｇ含分は、０．０５％に限定される。

Ｍｇと同様に非常に僅かなＣａ含分によっても、硫黄の結合により加工性が改善され、これにより低溶融性のＮｉＳ共融が避けられる。このためＣａは、少なくとも０．０００１％が必要となる。この含分が高すぎると、中間相のＮｉ−Ｃａ相が生じることがあり、これは加工性を明らかに悪化させる。このためＣａ含分は、０．０３％に限定される。

リン含分は０．０３０％未満であるべきである。と言うのも、この界面活性元素は、耐酸化性を損なうからである。Ｐ含分が低すぎると、コストが上昇する。よってＰ含分は、０．００１％以上である。

窒素は耐酸化性を低減させる。窒素含分は、加工性を悪化させる窒化物の形成と、耐酸化性の低下を避けるため、最大０．０３％であるべきである。

硫黄含分は、できるだけ少なく調節すべきである。と言うのも、この界面活性元素は、耐酸化性を損なうからである。よってＳは最大で０．０１０％と規定される。

酸素親和性の元素の添加により、耐酸化性が向上する。これらの元素は、酸化層に組み込まれ、そこで粒界に対して酸素の拡散路をブロックするのである。

Ｙが有する耐酸化性向上作用を得るため、Ｙの含分が少なくとも０．０１％であれば有利である。その上限はコスト的な理由から、０．１０％に設定される。

高温強度と耐酸化性を上昇させるＨｆの作用を得るため、Ｈｆ含分が少なくとも０．１％であるのが適切である。Ｈｆの上限はコスト的な理由から、０．１０％に設定される。

高温強度と耐酸化性を上昇させるＺｒの作用を得るため、Ｚｒ含分が少なくとも０．１％であるのが適切である。Ｚｒの上限はコスト的な理由から、０．１０％に設定される。

ニッケルは最大１．０％に限定される。と言うのもこの元素は、コストを上昇させるからである。同じことがコバルトにも当てはまる。

銅は最大０．５％に限定される。と言うのも、この元素は耐酸化性を減少させるからである。

ホウ素は耐クリープ性を改善させる。よってその含分は、少なくとも０．０００５％で存在するのが望ましい。この界面活性性元素は同時に、耐酸化性も悪化させる。よってホウ素は最大で０．００８％と規定される。

合金の製造性を保証するため、酸素含分は０．０１０％未満でなければならない。酸素含分が低すぎると、多大なコストにつながる。よって酸素含分は０．００１％超、０．０１％未満であるのが望ましい。

Ｐｂは最大０．００２％に限定される。と言うのも、この元素は耐酸化性を減少させるからである。同じことがＺｎとＳｎに当てはまる。

Claims

耐熱性が改善され、クロム蒸発速度が僅かであり、良好な加工性を有する鉄−クロム−アルミニウム合金であって、
Ａｌが２．０〜４．５質量％、Ｃｒが１２〜２５質量％、Ｗが１．０〜４質量％、Ｎｂが０．２５〜２．０質量％、Ｓｉが０．０５〜１．２質量％、Ｍｎが０．００１〜０．７０質量％、Ｃが０．００１〜０．０３０質量％、Ｍｇが０．０００１〜０．０５質量％、Ｃａが０．０００１〜０．０３質量％、Ｐが０．００１〜０．０３０質量％、Ｎが最大０．０３質量％、Ｓが最大０．０１質量％であり、さらにイットリウムを０．０１〜０．１０質量％、ハフニウムを０．０１〜０．１０質量％、ジルコニウムを０．０１〜０．１０質量％、含有し、
Ｗは、１〜４質量％、Ｍｏで置き換えられていてよく、
Ｙは完全に、又は部分的に元素のＳｃ及び／又はＬａ及び／又はセリウム０．０１〜０．１０質量％によって置き換えられていてよく、
Ｈｆ又はＺｒが完全に、又は部分的に元素のＴｉ０．０１〜０．１質量％によって置き換えられていてよく、
残分は鉄と、通常の溶融条件下における不純物であり、
前記合金は、下記式１ａ：
４０％＜Ｃｒ＋３*（Ａｌ＋Ｓｉ）＋４．６*Ｍｏ＋５．２*Ｗ＋１０*Ｎｂ
を満たし、
前記式中、Ｃｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分であり、
前記合金は、下記式２：
０．２*Ｎｂ≦Ｓｉ≦０．７*Ｎｂ
を満たし、
前記式中、Ｓｉ及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分であり、かつ
前記合金は、下記式３ａ：
１９％＜Ｃｒ＋４*Ｎｂ＋２１．６*Ｍｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）
を満たし、
前記式中、Ｃｒ、Ｓｉ、及びＮｂは、これらの元素の質量％での合金含分であり、Ｍｉｎ（Ｓｉ；０．５*Ｎｂ）は、Ｓｉ及び０．５*Ｎｂの値のうち小さい値を表す、
前記合金。
アルミニウム含分が２．５〜４．５質量％である、請求項１に記載の合金。
アルミニウム含分が３．０〜４．５質量％である、請求項１又は２に記載の合金。
クロム含分が１４〜２３質量％である、請求項１から３までのいずれか１項に記載の合金。
ケイ素含分が０．０５〜１．０質量％である、請求項１から４までのいずれか１項に記載の合金。
炭素含分が０．００２〜０．０２０質量％である、請求項１から５までのいずれか１項に記載の合金。
タングステン含分が１．５〜３質量％である、請求項１から６までのいずれか１項に記載の合金。
Ｍｇが０．０００１〜０．０３質量％であり、かつＣａが０．０００１〜０．０２質量％である、請求項１から７までのいずれか１項に記載の合金。
Ｐが０．０１０〜０．０２５質量％である、請求項１から８までのいずれか１項に記載の合金。
帯鋼としての、請求項１から９までのいずれか１項に記載の合金の使用。
鋼線としての、請求項１から９までのいずれか１項に記載の合金の使用。
固体酸化物型燃料電池において用いるための、請求項１から９までのいずれか１項に記載の合金の使用。
金属を用いた排ガス触媒における担持シート及び／又は鋼線編物としての、請求項１から９までのいずれか１項に記載の合金の使用。
加熱要素としての、請求項１から９までのいずれか１項に記載の合金の使用。