JP3283286B2 - 自動車排気ガス浄化触媒用高耐熱型メタル担体向けFe−Cr−Al系合金箔 - Google Patents
自動車排気ガス浄化触媒用高耐熱型メタル担体向けFe−Cr−Al系合金箔Info
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Description
スの高温化に耐え得る自動車排気ガス浄化触媒用高耐熱
型メタル担体に使用される耐熱性に優れたフェライト系
ステンレス鋼箔に関する。
担体として、従来、コージオライトを主成分とするセラ
ミックハニカムが多用されてきたが、近年、ステンレス
鋼箔製のメタルハニカムの利点が認識されて、一部の高
級乗用車から搭載が始まり徐々にその数が増加しつつあ
る。メタルハニカムの利点は、セラミックハニカムに
比較してエンジン始動時の温度上昇が速く、それだけ早
く触媒の浄化能が機能して有毒ガスの放出量を小さくす
ることができる、セラミックハニカムに比べて壁厚が
半分以下で、それだけ排気抵抗が小さくなってエンジン
の出力損失が少い、ハニカムの単位体積当りの表面積
が大きく、相対的に小型化が可能である、セラミック
ハニカムではインコネル又は高級ステンレスのワイヤー
製のクッション材が外筒との間に必要で、その耐熱性不
足のため高温化に制約があったが、メタルハニカムでは
外筒に直接ハニカムを接合するのでクッション材は必要
なく、エンジンマニホールド直下のより高温部に配置し
て浄化能の早期立ち上げが可能等である。メタルハニカ
ムはセラミックハニカムに比べてより高温での使用が可
能ではあるが直近では、CAFEや排ガス規制の強化を
背景として、自動車用エンジンはリーン・バーン、高速
低燃費のニーヅが高まり、自動車エンジンからの排気温
度はさらに上昇の傾向にあり、従来のメタル・ハニカム
では耐熱性が不足する場合が生じてきた。すなわち従来
のメタルハニカムはエンジンマニホールドの直下で使わ
れるものでも入りガスの温度は最高でも850℃程度で
あったが、直近では入りガス温度が900℃〜1000
℃にも達するケースが出てきており、従来型のメタルハ
ニカムではこれらの厳しい耐久試験に耐えられなくなっ
てきた。
年1月20号の70〜80頁に記載されている通り、メ
タルハニカムの耐熱性の向上のためにはこれを構成する
ハニカム材の耐酸化性を向上させることが必要要件の第
一と考えられていた。このため、例えば特開昭50−9
2286号、同51−48473号および同57−71
898号の各公報に開示されているごとく、メタルハニ
カム用箔材として耐酸化性および皮膜の密着性が注目さ
れ、それゆえその素材としては一般に耐酸化性、皮膜の
密着性に優れているために旧来より電熱線や暖房器具の
高温部材として広く使用されてきたFe−Cr−Al系
合金をベースに、その耐酸化性あるいは触媒の直接担持
体である活性アルミナ(γ−Al2 O3 )コート層との
密着性を改善した箔が用いられている。上記各公報に開
示された技術はいずれも素材の耐酸化性を改善する手段
としてYを利用している。
e−Cr−Al系合金の主として酸化皮膜の剥離を防止
するために0.002〜0.05重量%のLa,Ce,
Pr,Ndからなる群の希土類元素(以上Lnと称す
る。)を含む、総量0.06重量%までの希土類元素を
添加した合金、および該合金の安定化のためにZrを、
また高温のクリープ強さの確保のためにNbをそれぞれ
C,N量との特定関係範囲内で添加した合金が提案され
ている。これらの公報では希土類元素の合計が0.06
重量%を越えるような合金では、それ以下の場合に比べ
て耐酸化性がほとんど改善されないばかりか、通常の熱
間加工温度では加工することが不可能であると述べてい
る。
e−Cr−Al系をベースとする合金においてYの添加
は高価なものになるとして、Ceを排除したLnまたは
Laのみを0.05〜0.2重量%の範囲で添加する事
が提案されている。これは、Lnの添加による熱間加工
性の低下原因がCeの存在にあり、さらにCeには耐酸
化性をも低下させる作用があるためとしており、したが
ってCeだけを排除したLnを添加すれば熱間加工が可
能となり耐酸化性も向上するという知見に基づくと述べ
ている。しかしながら、Lnは化学的に活性に富む元素
であり、かつ相互の化学的性質が類似しているために個
々の元素の分離は簡単ではなく、Lnの一般的な混合物
であるミッシュメタルに対しては非常に高価なものとな
る。また、同様にCeのみを分離除去することも価格の
上昇を避け得ない。さらに、これと同一出願人による特
開昭63−42356号公報には、耐酸化性と酸化スケ
ールの耐剥離性に優れたFe−Cr−Al系合金として
Ce,La,PrおよびNdを総和で0.01%以上
0.30%以下を含む合金が開示されているが、この合
金についての熱間加工性の検討は全く行われていない。
の技術として主に酸化皮膜の密着性や耐酸化性について
検討されているが、触媒のハニカム体を構成する箔とし
て実用上重要な要求特性である、ハニカム体の構造上の
耐久性に及ぼす箔素材の影響例えば高温耐力の影響につ
いては全く検討されていない。
の高温化に伴って問題となる従来のメタル担体の耐熱性
の不足を解決すべくなされたもので、より高温のエンジ
ン排気(900〜1000℃)にも耐え得る高耐熱型メ
タル担体用に使用される耐熱性に優れたフェライト系ス
テンレス鋼箔を提供することを目的とする。
排気の高温化とともに厳しさを増してきた。本発明者等
は、エンジンベンチでメタル担体の耐久試験を行うに際
し、従来におけるよりも100℃だけ最高温度を高くし
950℃〜150℃の間を1200回繰り返し上下させ
る冷熱試験を行った。その結果、従来の850℃を最高
温度とする冷熱試験では十分に耐久性があったメタル担
体も前記条件では破壊に至ることが明らかとなった。破
壊箇所は、ハニカム最外周から数層内側でろう付け部を
外れた波板の母材部が排気の流れ方向に破断してこの部
分から内層のハニカムが排気の流れ方向下流側にずれを
生じていた。破壊の原因は、定性的には急速な昇・降温
過程でハニカムを保持するステンレス鋼薄板製の外筒と
ハニカムの間に400℃以上の温度差が生じる時期があ
りこのときに前記温度差による熱歪が弾性限を超えて塑
性域に大きく入り込む大きさとなり、この熱歪の消長が
ハニカムの熱疲労破壊を惹起する点にある。
に分布するのではなく最外周から数層内側に集中する。
これは、ハニカム体半径方向の温度勾配が外層側に比較
し内層側で非常に大きいことと、箔材料の耐力の温度に
対する変化率が温度域によって大きく異なっていること
に由来している。すなわちハニカム体の半径方向に最も
急激な温度勾配が発生する外層側の温度域とハニカム体
を構成するフェライト系ステンレス箔の耐力が著しく低
下し始める600〜700℃の温度域とが、最外周から
数層の部分で合致するため、ここに大きなせん断歪みが
集中するからである。
使用環境にあっては箔の耐酸化性が不足しているため触
媒担体が寿命に達することは希であり、むしろ走行状態
に連動した加熱・冷却の繰り返しによる熱疲労によって
破損し寿命に達することがほとんどである。こうした場
合には箔の高温での耐力が重要であり、とりわけ上述し
たようにハニカム体の中の急峻な温度勾配発生部分と合
致する温度領域、すなわち本発明者らの測定によると6
00〜700℃の温度域の箔素材の耐力が高く、かつ6
00℃以上での温度による耐力の低下の度合が可能な限
り小さいことが、ハニカム体の構造上の寿命を向上させ
るのに有効であることが明らかになった。
に供するにあたっては、まず第一に安価でかつ安定供給
可能であることが望まれ、したがって素材としては成分
コストが低いことはもとより、従来のステンレス鋼の大
量生産工程にて比較的容易に製造でき、製造コストを低
く抑えることが重要である。また、体積に対して表面積
が著しく大きい箔の状態で高温の排ガスに曝されるた
め、当然耐酸化性にも優れていなければならない。
まえ、上述した特性をすべて具備するような触媒担体の
構成箔を開発すべく種々検討し、本発明に至ったのであ
る。
果、箔の耐酸化性を向上させるためには、Fe−Cr−
Al合金をベースにして0.01%を越えるYmの添加
が有効で、特公平2−58340号公報で開示されてい
るLn(La,Ce,PrおよびNd)を添加する場合
に比べ、飛躍的にその耐酸化性が向上することを見い出
した。
触媒担体の構造上の耐久性向上にはそのハニカム体を構
成する箔の600〜700℃での耐力の向上が必要であ
り、この目的から種々検討の結果、Nbおよび/または
Taの添加あるいはMoおよび/またはWの添加が有効
であり、さらにTaおよび/またはNbの添加と同時に
Moおよび/またはWを添加すると高温側の耐力がさら
に向上することを見いだした。
鋼の製造上の問題点である熱延板の靭性を調査した結
果、TaあるいはNbを添加することで靭性を著しく改
善することが可能で、通常のステンレス鋼の製造工程で
十分大量生産可能なレベルにまでその性質を引き上げ得
ることが明らかとなった。なお、こうした種々の検討に
際し、Ti,ZrおよびVについてもその影響を調査し
たが、Tiは高温の耐力をほとんど増加させず、過剰の
添加はかえって熱延板の靭性を低下させることが明らか
となり、Zrは比較的微量な範囲の添加で一旦は高温の
耐力を僅かに増加させるものの、箔の耐酸化性を著しく
低下させかつ熱延板の靭性をも損なうことが判明した。
さらに、Vには高温の耐力向上効果も熱延板の靭性向上
効果も認められないことが明らかになった。
をもとに、高温の排ガス中にあっても箔の耐酸化性や皮
膜の密着性に優れることは当然として、これをさらに改
善するとともに、触媒担体の構造上の耐久性向上に効果
を持ち、併せて熱間加工性や熱延板の靭性等の製造性に
も優れ、かつ耐熱性にも優れたFe−Cr−Al系合金
箔を提供するものである。
なものである。すなわち、本発明は、重量%で、Ym
(イットリウムメッシュ):0.01超0.5%以下 Al:4.5%以上6.5%以下 Cr:13%以上25%以下 C:0.025%以下 N:0.02%以下 C + N:0.03%以下 に加えて Nb:(93・C%/12+93・N%/14)×1.
2以上3%以下 または Ta:(181・C%/12+181・N%/14)×
1.5以上3%以下 の少なくとも一種を Nb + Ta:3%以下 で含み、かつ残部Feおよび不可避的不純物からなるF
e−Cr−Al系合金箔であり、さらに上記合金箔に加
えて重量%で Mo:1%以上4%以下 または W:1%以上4%以下 の少なくとも一種を Mo + W:4%以下 で含むFe−Cr−Al系合金箔であり、あるいは重量
%で、 Ym(イットリウムメッシュ):0.01超0.5%以
下 Al:4.5%以上6.5%以下 Cr:13%以上25%以下 C:0.025%以下 N:0.02%以下 C+N:0.03%以下 に加えて Mo:1%以上4%以下 または W:1%以上4%以下 の少なくとも一種を Mo+W:4%以下 で含み、かつ残部Feおよび不可避的不純物からなるF
e−Cr−Al系合金箔である。
の作用について詳しく説明する。なお、本明細書中の化
学組成はすべて重量%である。 (1)Nb:Nbは本発明にあっては、箔の高温での耐
力を向上させ、触媒担体の構造上の耐久性を改善するた
めの重要な添加元素である。
炭窒化物を形成し、これがいわゆる析出強化作用を及ぼ
すことに加えて、さらに余剰の分が素地に固溶し固溶強
化作用を及ぼすために高温の耐力が改善されるのであ
る。この際析出強化作用はその効果は大きいものの、例
えば、750℃を超えるような温度域での長時間使用中
に次第に析出物が凝集粗大化することにより金属組織の
変化が生じ、その効果が低下する場合がある。
効果が大きくはないが、長時間使用中においても金属組
織の変化に起因する上述した作用効果の低下がほとんど
ない。したがって、Nbはその析出強化作用が上記のよ
うな現象により失われたとしても、なおかつ固溶強化作
用を持続させるべく、C,Nの量に対して幾分過剰に添
加する必要がある。このような観点から本発明者らが検
討したところ、少なくとも (93・C%/12+93・N%/14)×1.2 以上の添加が必要である。
Laves相が析出し、鋳造後の鋼塊が割れやすくなる
ほか、高温の耐力も低下し始める。したがって、上限値
はこの点から制限され、本発明のC,Nの量の範囲では
その量は3%である。このような事情によりNbの添加
範囲は以下のようになる。 Nb:(93・C%/12+93・N%/14)×1.2以上3%以下 さらに、Nbは熱延板の靭性を大幅に改善する効果があ
るが、上記添加範囲であればこの効果も十分もたらされ
るのである。 (2)Ta:Taは本発明にあってはNbと同様箔の高
温での耐力を向上させ、触媒担体の構造上の耐久性を改
善するために重要な添加元素である。
強化作用と固溶強化作用の両者により高温の耐力を改善
する。この場合にも、Nbの場合と同様にC,Nとの量
的関係においてその添加範囲が限定され、少なくとも、
(181・C%/12+181・N%/14)×1.5
以上の添加が必要である。
加されるとLaves相を形成しNbの場合と同様の弊
害を引き起こす。したがって、上限値はこの点から制限
され、本発明者らの検討によれば3%以下である。この
ような事情によりTaの添加範囲は以下のようになる。 Ta:(181・C%/12+181・N%/14)×1.5以上3%以下 さらに、TaはC,Nを固定するため熱延板の靭性を向
上させる効果があるが、上記添加範囲であればこの効果
は十分もたらされるのである。
様の理由で3%とする。 (3)Mo,W:MoおよびWは本発明にあっては、特
に高温の耐力を向上させ、触媒担体の構造上の耐久性を
改善するための重要な添加元素である。MoおよびWの
作用は鋼中の素地に固溶し固溶強化作用により高温の耐
力を改善することにある。その際MoおよびWはかなり
の量まで有害な析出相を形成せずに固溶し、大きな強化
作用が得られる。また、高温長時間の加熱に対しても金
属組織変化がほとんど生じないため、強化作用の経時変
化がほとんど起こらない。
の添加量が決定され、本発明者の検討結果によれば、十
分な固溶強化作用を得るためにはMoの添加量は1%以
上必要であり、またWの場合も1%が下限値となる。一
方、Mo,Wともにそのほとんどが固溶するため添加量
の増加とともに金属素地が強化されるのであるが、過剰
に添加した場合には靭性が低下する。したがって、Mo
およびWの添加量はこの点から制約され、上限値は両者
ともに4%である。また、MoとWを同時に複合添加し
ても同様の効果が得られるが、この際の上限値はMo+
Wで4%以下が望ましい。
は、高温の耐力はTaおよび/またはNbの適量添加に
よって向上できるのであるが、Ta,Nbの強化作用の
うち析出強化による効果は高温での使用中に次第に減少
する場合があり、また過剰の添加は逆に高温耐力を低下
させる。しかしながら、Moおよび/またはWは、Ta
および/またはNbの存在下にあってもその効果がなん
ら影響されないのに加えて、かなりの量まで有害な析出
相を形成することなく素地に固溶し大きな固溶強化効果
が得られる。すなわち、Taおよび/またはNb添加に
より高温強度を改善した合金に、さらにMoおよび/ま
たはWを添加することにより高温における耐力をさらに
一段向上させることが可能となるのである。 (4)C,N:C,Nはともに本発明にあっては、熱延
板の靭性を著しく低下させる。この悪影響をTaまたは
Nbの作用によって抑えることができるが、Cが0.0
25%超える場合、またはNが0.02%超える場合、
もしくはC+Nの合計量が0.03%超える場合には靭
性を回復させることが困難になる。従って、この点から
は、 C:0.025%以下、 N:0.02%以下、でかつ C+N:0.03%以下、がその範囲となる。
れが析出強化作用により高温の耐力を向上するという望
ましい作用効果をも併せるものであるが、上述したよう
にこれは析出物が粗大化するとその効果が低下する。
C,Nが多量に含まれる場合には、たとえTaおよび/
またはNbが上記下限以上添加されていても、この析出
物の粗大化が促進され強化効果の減少速度が大きくな
る。すなわち、C,Nが多量に含まれる場合には、炭窒
化物の平均粒子サイズが大きくなるのであって、析出強
化に有効な均一微細な析出状態とはなり難いのである。
この点から、C,Nの含有量は制限され、本発明にあっ
ては、C:0.025%以下、N:0.02%以下でか
つ、C+N:0.03%以下である。以上の事情によ
り、結局C,Nの範囲は、 C:0.025%以下、 N:0.02%以下、でかつ C+N:0.03%以下、となる。 (5)Ym(イットリウムミッシュ):イットリウムミ
ッシュとは、希土類元素のうち周期律表中のYとLa
(原子番号57)以降Lu(原子番号71)までの15
元素(La,Ce,Pr,Nd,Pm,Sm,Eu,G
d,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb,Lu)の混
合物の総称であり、本発明の場合、添加原料としてはよ
り安価なYのミッシュメタルを用いることができる。こ
のYmは、Yが60%、重希土(希土類元素のうちGd
以下Luまで)35%、軽希土(希土類元素のうちLa
〜Eu)5%で構成されるものが一般的である。Ym
は、排ガス中での箔の異常酸化発生に対する抵抗を向上
させる効果があり、箔の排ガス中での異常酸化発生まで
の寿命は、Ymが0.01%を超えるとそれ以下の場合
に比べて著しく向上するが、0.5%を超えると再度低
下し始める。従って、その範囲は0.01%超0.5%
以下に限定される。
も、熱間加工性は良好で、特公平4−8502号公報で
述べられているように、Ln(La,Ce,Pr,Nd
の混合物)を多量に添加した場合のように熱間加工性を
低下させることはない。この理由は、多量にLnを添加
した時には、低融点のCe richな相を形成するの
に対し、多量にYmを添加した時には、Ym中のYがF
eとの高融点金属間化合物を形成するためである。すな
わち、このような点からも偏析の大きい工場での量産規
模の大型鋼塊を前提にした場合、Ymの添加は有効であ
る。 (6)Al:Alは本発明にあっては耐酸化性を確保す
る基本元素であって、4.5%未満では箔の場合、排ガ
ス中での酸化皮膜の保護性が悪く、たやすく異常酸化を
発生するため、触媒の担体としてその使用に耐えない。
一方、6.5%を超えて含まれると、熱延板の靭性が極
度に低下し製造性が損なわれることに加えて、箔の熱膨
張係数が大きくなり、触媒担体として使用した場合には
加熱・冷却の繰り返しによる熱疲労が大きくなる。した
がって、本発明にあってはAlは4.5%以上6.5以
下がその範囲になる。 (7)Cr:Crはステンレス鋼の耐食性を確保する基
本元素である。本発明にあっては、耐酸化性の主体はA
l2 O3 皮膜にあるが、Crが不足するとその密着性や
保護性が低下する。一方、Crが過剰になると熱延板の
靭性が低下するため、その範囲は13%以上25%以下
となる。 (8)その他の不純物: Mn:Mnは本発明にあっては、特に極初期の酸化皮膜
中に濃化し、以後のAl2 O 3 皮膜の形成に害を及ぼし
皮膜に構造的欠陥を残存させる一因となるので0.3%
以下に制限することが望ましい。 Si:Siは耐酸化性を向上させる一方、熱延板の靭性
を大きく低下させる元素である。本発明のような高Al
フェライト系ステンレス鋼は本来耐酸化性に優れている
ため、靭性の点からSiは少量に抑えることが望まし
く、その上限値は0.5%である。 P:Pにはフェライト系ステンレス鋼の靭性を低下させ
る作用があるため、本来的な性質として靭性に劣るFe
−Cr−Al系ステンレスにあってはこの点から添加量
は制限され、本発明にあってはその量は0.1%であ
る。また、このような範囲のPの添加は、耐酸化性に対
し悪影響を及ぼさない。
明にあっては0.003%以下に抑えることが望まし
い。このような構成をもつ本発明Fe−Cr−Al系合
金は、通常のフェライト系ステンレス鋼の量産工程と同
様の溶解、熱間圧延、冷間圧延の工程に、必要に応じて
適宜焼鈍工程を組み合わせることによって50μm程度
の箔にまで製造可能である。また、こうして製造された
箔、およびこの箔を用いて構成された排ガス浄化触媒担
体および該触媒装置は、高温の燃焼排ガス雰囲気中での
異常酸化の発生する抵抗が著しく大きいのみならず、箔
の高温での耐力が高いためハニカム体としての熱疲労に
対する抵抗が大きく、加熱・冷却を繰り返す使用条件に
あってもその構造上の耐久性に優れているのである。
しく説明する。 実施例1 表1に本発明に関わるFe−Cr−Al系合金および比
較材の化学成分を示す。これらはいずれも20Cr−5
Alをベースに耐酸化性を確保する目的でYmを添加し
また、高温耐力を高くする目的でNb,Ta,Mo,W
を単独または複合添加した成分である。比較材としては
強化元素無添加のもの、Tiを添加したもの等を示す。
を100kg真空高周波炉にて溶解鋳造後、1200℃に
加熱し熱間にて30%の圧延後空冷し、さらに1150
℃に1時間保定後直ちに熱間圧延し、厚さ4mmまで仕上
げて自然放冷した。さらに、この熱延板をショットブラ
スト、酸洗等により脱スケールし、冷間圧延(一部の合
金は温間圧延した)、焼鈍、脱スケールを繰り返し、板
厚50μm程度の箔コイルを作製した。
認められ、また比較例Vには仕上がり後の板の観察によ
って比較的軽微ではあるが、耳割れおよび表面割れが認
められた。他の鋼は実施例、比較例ともに熱間圧延にて
特に問題は発生しなかった。これらの結果を表2の熱間
圧延性の欄に熱延板に割れの発生したものは×印で、問
題のなかったものは○印でまとめて示す。
果を表2に示す。靭性の評価は、JIS規格に準拠した
サブサイズ(厚み:2.5mm)のVノッチシャルピー試
験片を圧延方向と平行に採取し衝撃試験を行い、一試験
温度における衝撃吸収エネルギーの3点の平均値が3 k
gm/cm2 を超える温度で評価した。ここで、この温度が
50℃以下のものを◎印、50℃超100℃以下のもの
を○印、100℃超のものを×印とした。◎印のものは
工場での大量生産時にも何ら特別な処置を要さずに、通
常のフェライト系ステンレス鋼と同様の通板製造が可能
であり、○印は若干の加熱処理を必要とする場合もある
が基本的には大量生産が十分可能なものである。一方、
×印は工場生産が全く不可能ではないものの、その際に
は板の温度管理や取り扱いに常に注意が必要であり、生
産性が極度に低下し生産コストが著しくアップすると判
断できるものである。
び熱延板の靭性に優れ、工場での大量生産が比較的容易
であると判断された。以上のように、本発明のステンレ
ス鋼は製造性に非常に優れたものである。 実施例2 実施例1で作製した各箔材の耐酸化性の評価は、以下の
ようにした。箔コイルから板厚50μm、幅20mm、長
さ25mmの試験片を採取し、ガソリンエンジンの排気ガ
スを導入した加熱炉中の雰囲気で酸化試験を行った。こ
の際、1150℃で25時間加熱後放冷する試験を各箔
材に異常酸化が発生するまで行った。これらの結果を表
3の耐酸化性の欄に示す。異常酸化寿命が200時間以
上の箔材を○印で、200時間未満の箔材を×印で示
す。本実施例の各鋼箔はいずれも200時間以上の寿命
を示した。
0℃で15分間焼鈍された後、高温引張試験片として採
取され、この試験片にJISに従って高温引張試験が行
われ、600℃および700℃における耐力が測定され
た。その結果を表3の高温耐力の欄に示す。高耐力化の
達成判定基準は、600℃での耐力が22 kgf/mm2 以
上、700℃での耐力が11 kgf/mm2 以上とし、これ
らの基準を越えたものを○印で、越えなかったものを×
印で示した。なお、耐力は各3実験値の平均値とした。
実施例の合金はいずれも良好な高温耐力を示す。 実施例4 次に、実施例1で作製した箔に波付け加工したもの(波
板)と、この加工なしの箔(平板)帯および板厚1.5
mmのフェライト系ステンレス円筒状外筒から、図1に示
すごとく、1リットルサイズ(113mmφ×1000mm
長さ)の容積を持つメタル担体を製作した。さらに、こ
のようにして製作した担体に触媒を担持して、エンジン
ベンチ試験に供した。なお、図中1は外筒、2は平板、
3は波板、4はセルである。
ル担体触媒をエンジンの排気ガス経路に装着した後、入
り側排ガスの最高温度を950℃、最低温度を150℃
以下とする加熱・冷却のサイクルを1200回繰り返す
冷熱試験を行い、途中でズレを生じたものはその時点で
試験を中止した。ここで、ズレとは、箔切れがハニカム
体の全周に渡り、外筒よりハニカム体が排ガス流方向へ
後退したものをいう。得られた結果を表3に示す。冷熱
試験に合格したものを○印で、不合格のものを×印で示
した。試験後、実施例のハニカム体においても、わずか
なセル変形は生じたが、その他の激しい損傷は生じなか
ったのに対し、比較例においては排ガス流方向へのハニ
カム体のズレの他、セルの潰れ、箔切れ等大きな損傷を
受けていた。また、実施例のハニカム体のフクレ(ハニ
カム体が元の長さより伸びたもの。)は、いずれも3%
以下であった。
700℃における耐力の低い比較例の箔材を使用したメ
タル担体は、高温型の冷熱耐久1200回の試験には耐
えられなかったのに対し、600℃および700℃にお
ける耐力が高い実施例の箔材を使用したメタル担体は、
いずれも1200回の冷熱耐久試験後もズレはなく、高
温型の冷熱耐久試験に合格した。600℃および700
℃の耐力を高くした実施例の箔材からなるメタル担体
は、ハニカム体の構造上の耐久性に優れている。
おけるFe−Cr−Al系合金は、熱間での加工性およ
び熱延板靭性が良好で箔等の製造性に優れていると共に
かつ耐酸化性および異常酸化発生に対する抵抗力に優れ
ており、更に、特に注目すべきは高温域における耐力が
高いことから優れた耐熱疲労性を有している。従って該
合金箔を用いたメタル担体はハニカム構造体として排ガ
ス中での耐酸化性および形状変化・破壊等の不具合発生
に対する構造耐久性に特に優れている。
動車排気処理触媒用高耐熱型メタル担体は、950℃を
最高温度とするエンジン冷熱試験にも耐える高い耐熱特
性を有するのでエンジン排気の高温化に十分適応し得る
ものであり、従ってその産業上の効果は極めて大きいも
のである。
視図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 重量%で、 Ym(イットリウムメッシュ):0.01超0.5%以
下 Al:4.5%以上6.5%以下 Cr:13%以上25%以下 C:0.025%以下 N:0.02%以下 C + N:0.03%以下 に加えて Nb:(93・C%/12+93・N%/14)×1.
2以上3%以下 または Ta:(181・C%/12+181・N%/14)×
1.5以上3%以下 の少なくとも一種を Nb + Ta:3%以下 で含み、かつ残部Feおよび不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする自動車排気ガス浄化触媒用高耐熱型メタ
ル担体向けFe−Cr−Al系合金箔。 - 【請求項2】 さらに重量%で Mo:1%以上4%以下 または W:1%以上4%以下 の少なくとも一種を Mo + W:4%以下 で含む請求項1記載の自動車排気ガス浄化触媒用高耐熱
型メタル担体向けFe−Cr−Al系合金箔。 - 【請求項3】 重量%で、 Ym(イットリウムメッシュ):0.01超0.5%以
下 Al:4.5%以上6.5%以下 Cr:13%以上25%以下 C:0.025%以下 N:0.02%以下 C + N:0.03%以下 に加えて Mo:1%以上4%以下 または W:1%以上4%以下 の少なくとも一種を Mo + W:4%以下 で含み、かつ残部Feおよび不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする自動車排気ガス浄化触媒用高耐熱型メタ
ル担体向けFe−Cr−Al系合金箔。
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JPH05277378A JPH05277378A (ja) | 1993-10-26 |
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