JP3294846B2 - Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金鋼板及びその製造方法 - Google Patents
Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金鋼板及びその製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は表面疵のないFe−Cr−Al合金鋼板（箔材も含
む）及びその製造方法に関する。
む）及びその製造方法に関する。
背景技術 Fe−Cr−Al合金はその優れた耐酸化性の故に、近年は
石油ストーブの外煙筒、電気ヒーター、自動車触媒用メ
タル担体等の耐熱用途に用いられるケースが増えつゝあ
る。
石油ストーブの外煙筒、電気ヒーター、自動車触媒用メ
タル担体等の耐熱用途に用いられるケースが増えつゝあ
る。
該合金ではCrとAl濃度を高めるほど優れた耐酸化性が
得られ、更にこれにＹを含む希土類元素の少なくとも一
つを少量添加することで耐熱性を維持する酸化被膜の密
着性が飛躍的に向上することが知られている。したがっ
て最近ではCrとAlの濃度を圧延可能な範囲で極力高め、
且つＹを含む希土類元素を添加した冷延成品又は箔材が
生産されている。
得られ、更にこれにＹを含む希土類元素の少なくとも一
つを少量添加することで耐熱性を維持する酸化被膜の密
着性が飛躍的に向上することが知られている。したがっ
て最近ではCrとAlの濃度を圧延可能な範囲で極力高め、
且つＹを含む希土類元素を添加した冷延成品又は箔材が
生産されている。
しかしながらこれらの合金の製造性は悪く、耐熱性の
高いものほど歩留りが低いという欠点があった。特にＹ
を含む希土類元素を添加したものでは、熱間圧延や冷間
圧延で鋼板表面にヘゲ状の疵が生じ易く、一旦ヘゲ疵が
生じるとこれの除去のための工程費用がかさみ、まだ歩
留りの低下も著しい。
高いものほど歩留りが低いという欠点があった。特にＹ
を含む希土類元素を添加したものでは、熱間圧延や冷間
圧延で鋼板表面にヘゲ状の疵が生じ易く、一旦ヘゲ疵が
生じるとこれの除去のための工程費用がかさみ、まだ歩
留りの低下も著しい。
本発明は、高い濃度のCr,AlとＹを含む希土類元素を
含有するFe−Cr−Al合金鋼の熱間圧延や冷間圧延で発生
するヘゲ状疵を防止し、以って歩留りの低下を阻止する
Fe−Cr−Al合金鋼板を提供することを目的とする。
含有するFe−Cr−Al合金鋼の熱間圧延や冷間圧延で発生
するヘゲ状疵を防止し、以って歩留りの低下を阻止する
Fe−Cr−Al合金鋼板を提供することを目的とする。
発明の構成 本発明は上記目的を達成するためにCr,Al、又はREM
（REMはＹと原子番号57〜71の希土類元素（ランタノイ
ド）のグループから選ばれた少くとも１種の元素を云
う）のグループから選ばれた少くとも１種の元素の成分
濃度が表面層において内部層の70％以下である鋳片を作
成し、該鋳片を熱間圧延し、冷間圧延してFe−Cr−Al合
金鋼板を提供することを特徴とする。
（REMはＹと原子番号57〜71の希土類元素（ランタノイ
ド）のグループから選ばれた少くとも１種の元素を云
う）のグループから選ばれた少くとも１種の元素の成分
濃度が表面層において内部層の70％以下である鋳片を作
成し、該鋳片を熱間圧延し、冷間圧延してFe−Cr−Al合
金鋼板を提供することを特徴とする。
上記の鋳片を作成する具体的な方法としては複層連続
鋳造法によるもの、または連続鋳造モールド内でのスラ
ブの外皮層が凝固する深さ位置で被覆金属が溶解するよ
うに金属被覆されたREMのワイヤーを前記位置に連続的
に注入する方法等がある。以下にこれらの方法について
詳細に説明する。
鋳造法によるもの、または連続鋳造モールド内でのスラ
ブの外皮層が凝固する深さ位置で被覆金属が溶解するよ
うに金属被覆されたREMのワイヤーを前記位置に連続的
に注入する方法等がある。以下にこれらの方法について
詳細に説明する。
そもそもFe−Cr−Al合金鋼はフェライト系ステンレス
鋼のなかでも熱間及び冷間の加工性は悪く、圧延中に疵
を生じ易い鋼種である。更にこれにREMを添加したもの
は、これらの元素が酸化物や低融点の金属間化合物又は
合金として鋳片の表面付近に偏在することが応々にして
あり、マトリックスの熱間及び冷間加工性の悪さと相ま
ってこれらが起点となって圧延中にヘゲ疵を生じる。
鋼のなかでも熱間及び冷間の加工性は悪く、圧延中に疵
を生じ易い鋼種である。更にこれにREMを添加したもの
は、これらの元素が酸化物や低融点の金属間化合物又は
合金として鋳片の表面付近に偏在することが応々にして
あり、マトリックスの熱間及び冷間加工性の悪さと相ま
ってこれらが起点となって圧延中にヘゲ疵を生じる。
本発明者らはこれらの疵の防止策を種々試験した結
果、鋳片表面のCrまたはAlの濃度を低くして表面層の熱
間・冷間での加工性を良好にすることと、又表層部のRE
Mに平均濃度を低くして鋳片表層部へのこれらの元素の
高濃度偏在をなくすことの少くとも一つを行うことによ
りヘゲ疵を有効に防止し得ることを知見した。かくして
得られた鋼板又は箔材では当然ながら板厚方向にCr,Al,
REMなどの濃度分布があるため、これら鋼板を最終製品
に加工した後又は加工途中に熱処理を行って拡散を行わ
しめ、耐酸化性などに実害のない程度にまで濃度分布を
減少させておく必要がある。
果、鋳片表面のCrまたはAlの濃度を低くして表面層の熱
間・冷間での加工性を良好にすることと、又表層部のRE
Mに平均濃度を低くして鋳片表層部へのこれらの元素の
高濃度偏在をなくすことの少くとも一つを行うことによ
りヘゲ疵を有効に防止し得ることを知見した。かくして
得られた鋼板又は箔材では当然ながら板厚方向にCr,Al,
REMなどの濃度分布があるため、これら鋼板を最終製品
に加工した後又は加工途中に熱処理を行って拡散を行わ
しめ、耐酸化性などに実害のない程度にまで濃度分布を
減少させておく必要がある。
その熱処理条件は熱処理前の鋼板の板厚方向の成分濃
度分布と鋼板の使用環境によって適宜決める必要があ
る。
度分布と鋼板の使用環境によって適宜決める必要があ
る。
発明を実施するための最良の形態 以下、本発明を実施するための最良の形態について詳
述する。
述する。
先ず、本発明鋼の内部層の化学成分の限定理由につい
て説明する。
て説明する。
C,Si,Mnは本鋼にとっては不可避的不純物であり、そ
れぞれの上限値0.03％,0.5％,1％（以下、化学成分の％
は全て重量％である）を超えると熱延板の材質が劣化し
て、通板が困難になる。CrはAlとともに本鋼の耐酸化性
を保持する基本元素で、９％未満では充分な耐酸化性が
得られず、26％超では材質の劣化が著しく、圧延が困難
になる。従って、Crの添加範囲を９〜26％とする。
れぞれの上限値0.03％,0.5％,1％（以下、化学成分の％
は全て重量％である）を超えると熱延板の材質が劣化し
て、通板が困難になる。CrはAlとともに本鋼の耐酸化性
を保持する基本元素で、９％未満では充分な耐酸化性が
得られず、26％超では材質の劣化が著しく、圧延が困難
になる。従って、Crの添加範囲を９〜26％とする。
Alは本鋼においては高温でアルミナ皮膜を形成して、
耐酸化性を維持する基本元素で、２％未満では充分な耐
酸化性が得られず、６％超では熱延板の靭性が劣化して
通板が困難になるので、２〜６％の範囲とする。REMは
その微量添加でアルミナ皮膜の密着性が向上するが、そ
の合計が0.01％未満では添加効果が不充分であり、0.2
％超では効果が飽和するうえ、鋼板外部層の濃度が内部
層の濃度の70％以下であっても熱延中にヘゲが発生し易
くなる。従って、その添加範囲を0.01〜0.2％とする。
耐酸化性を維持する基本元素で、２％未満では充分な耐
酸化性が得られず、６％超では熱延板の靭性が劣化して
通板が困難になるので、２〜６％の範囲とする。REMは
その微量添加でアルミナ皮膜の密着性が向上するが、そ
の合計が0.01％未満では添加効果が不充分であり、0.2
％超では効果が飽和するうえ、鋼板外部層の濃度が内部
層の濃度の70％以下であっても熱延中にヘゲが発生し易
くなる。従って、その添加範囲を0.01〜0.2％とする。
Ti,Nb,Zrは熱延板の靭性を改善し、Nb,Zrは高温強度
をも改善するため必要に応じて添加されるが、合計で0.
01％未満では添加効果が不充分で、0.6％超では熱延板
の靭性がかえって劣化するので0.01〜0.6％の範囲とす
る。
をも改善するため必要に応じて添加されるが、合計で0.
01％未満では添加効果が不充分で、0.6％超では熱延板
の靭性がかえって劣化するので0.01〜0.6％の範囲とす
る。
次に本発明鋼の外部層の化学成分について説明する
と、外部層の化学成分の内、Cr,Al及びREMのグループか
ら選ばれた少くとも１種の元素の成分濃度を内部層のこ
れら元素の成分濃度の０〜70％の範囲に規制する。
と、外部層の化学成分の内、Cr,Al及びREMのグループか
ら選ばれた少くとも１種の元素の成分濃度を内部層のこ
れら元素の成分濃度の０〜70％の範囲に規制する。
成分濃度が70％超であると薄板表面のヘゲ疵の低減効
果を十分に発揮することができないからである。
果を十分に発揮することができないからである。
次に、本発明の製造方法について説明する。
先ず、鋳片鋳造の一例を説明する。
内部層を構成する溶鋼と外部層を構成する溶鋼をそれ
ぞれ溶製し、連続鋳造設備のタンディッシュを２槽に分
け、それぞれの槽に各溶鋼を注入し、直下のモールドに
同時に鋳込む。この際、各層の鋳入量があらかじめ定め
られた量になるよう、それぞれの鋳入量を定める。例え
ば内部層と外部層の溶鋼量を４対１の割合で鋳込む場合
は内部層の溶鋼の鋳入速度を外部層のそれの４倍にして
鋳込む。この場合モールドへの鋳入管の湯面からの開口
位置を外部層では浅く、内部層では深くすると、内部層
の溶鋼は主として鋳片の内部で凝固し、外部層の溶鋼は
主として鋳片の外部で凝固する。
ぞれ溶製し、連続鋳造設備のタンディッシュを２槽に分
け、それぞれの槽に各溶鋼を注入し、直下のモールドに
同時に鋳込む。この際、各層の鋳入量があらかじめ定め
られた量になるよう、それぞれの鋳入量を定める。例え
ば内部層と外部層の溶鋼量を４対１の割合で鋳込む場合
は内部層の溶鋼の鋳入速度を外部層のそれの４倍にして
鋳込む。この場合モールドへの鋳入管の湯面からの開口
位置を外部層では浅く、内部層では深くすると、内部層
の溶鋼は主として鋳片の内部で凝固し、外部層の溶鋼は
主として鋳片の外部で凝固する。
このようにしてFe−Cr−Al合金鋼の複層鋳片を連続的
に鋳造する。
に鋳造する。
又、鋳片製造の他の例として、前記内部層の化学成分
の内、REMの濃度を70％以下にした溶鋼を外部層溶鋼と
して通常の連続鋳造設備のモールドに鋳込み、次に、RE
M、例えばＹを炭素鋼又はステンレス鋼で被覆して形成
したワイヤーを、モールド内の湯面下でスラブの表層が
凝固して５〜15mm厚のシェルが形成される位置に連続的
に供給し、該位置で前記ワイヤーの被覆金属とＹを溶解
してＹを所定量添加し、内部層溶鋼を形成する。
の内、REMの濃度を70％以下にした溶鋼を外部層溶鋼と
して通常の連続鋳造設備のモールドに鋳込み、次に、RE
M、例えばＹを炭素鋼又はステンレス鋼で被覆して形成
したワイヤーを、モールド内の湯面下でスラブの表層が
凝固して５〜15mm厚のシェルが形成される位置に連続的
に供給し、該位置で前記ワイヤーの被覆金属とＹを溶解
してＹを所定量添加し、内部層溶鋼を形成する。
こゝで、ワイヤーの溶解位置を鋳造スラブの表層が５
〜15mmの厚さで凝固する位置に規定したのは5mm未満で
は通常行われるスラブ表層研削で内部層が表面に現われ
ることがあり、又15mm超ではワイヤーからの添加物が溶
け残ることがあるからである。
〜15mmの厚さで凝固する位置に規定したのは5mm未満で
は通常行われるスラブ表層研削で内部層が表面に現われ
ることがあり、又15mm超ではワイヤーからの添加物が溶
け残ることがあるからである。
なお、REMの内、原子番号57〜71の希土類元素（ラン
タノイド）は融点が比較的低いので、これらの元素のま
ゝ添加ワイヤーに加工することができるが、Ｙの場合は
その融点が1522℃と高いため、Ni,Fe,Cuなどと合金化し
て融点を1000℃以下に下げることが望ましい。
タノイド）は融点が比較的低いので、これらの元素のま
ゝ添加ワイヤーに加工することができるが、Ｙの場合は
その融点が1522℃と高いため、Ni,Fe,Cuなどと合金化し
て融点を1000℃以下に下げることが望ましい。
又、ワイヤーを構成する被覆材は溶鋼温度、鋳造速
度、ワイヤーの添加速度、ワイヤー径等の諸要因を考慮
して所定の位置で溶解するようその材質（例えば炭素鋼
又はステンレス鋼）や厚さを予備実験や計算等で決定す
る必要がある。この際炭素鋼は溶けにくゝ、ステンレス
鋼は溶け易い性質を有しているので、材質の選択によっ
て溶解時間を調整することができる。但しこの際被覆材
から混入する元素が、母材の材質を実質的に悪化させな
いような材質の選択が必要である。
度、ワイヤーの添加速度、ワイヤー径等の諸要因を考慮
して所定の位置で溶解するようその材質（例えば炭素鋼
又はステンレス鋼）や厚さを予備実験や計算等で決定す
る必要がある。この際炭素鋼は溶けにくゝ、ステンレス
鋼は溶け易い性質を有しているので、材質の選択によっ
て溶解時間を調整することができる。但しこの際被覆材
から混入する元素が、母材の材質を実質的に悪化させな
いような材質の選択が必要である。
以上のようにしてスラブを鋳造した後、該スラブを11
00〜1300℃の温度範囲で加熱して熱間圧延を施す。スラ
ブ加熱温度が1100℃未満では熱間変形抵抗が高く、熱間
圧延が困難となり、1300℃超では加熱炉でスラブがたれ
下り、操炉が難しくなる。又、このような温度でスラブ
を加熱しても、該スラブは５〜15mm厚の外部層を有して
いるので、外部層と内部層との濃度分布の均一化は起ら
ない。
00〜1300℃の温度範囲で加熱して熱間圧延を施す。スラ
ブ加熱温度が1100℃未満では熱間変形抵抗が高く、熱間
圧延が困難となり、1300℃超では加熱炉でスラブがたれ
下り、操炉が難しくなる。又、このような温度でスラブ
を加熱しても、該スラブは５〜15mm厚の外部層を有して
いるので、外部層と内部層との濃度分布の均一化は起ら
ない。
熱間圧延終了後、冷間圧延を行い、薄板や箔材を形成
する。
する。
実施例 実施例１ 第１表のA,Bに重量％で組成を示す溶鋼を夫々溶製
し、連続鋳造設備の２槽に分けられたタンディッシュの
夫々の槽にA,B2種類の溶鋼を注入し、夫々の槽からの注
入管を通して一つのモールドに溶鋼を同時に鋳込んだ。
A,B2種類の溶鋼の鋳入速度は５対１の割合にし、A,B夫
々の注入管の開孔位置は湯面から夫々400mmと100mmにし
た。かくすることにより溶鋼Ａは主として鋳片の内部で
凝固し、溶鋼Ｂは主として鋳片の外層部で凝固した。ま
た溶鋼ＡのLn（ランタノイド：原子番号57〜71の希土類
元素の総称）は溶鋼鋳でも酸化されて時間とともに減少
するためタンディッシュのシールを強化して不活性雰囲
気を満し、タンディッシュの鋳入管の入口附近に開口す
る導入管を通して一定速度で添加した。
し、連続鋳造設備の２槽に分けられたタンディッシュの
夫々の槽にA,B2種類の溶鋼を注入し、夫々の槽からの注
入管を通して一つのモールドに溶鋼を同時に鋳込んだ。
A,B2種類の溶鋼の鋳入速度は５対１の割合にし、A,B夫
々の注入管の開孔位置は湯面から夫々400mmと100mmにし
た。かくすることにより溶鋼Ａは主として鋳片の内部で
凝固し、溶鋼Ｂは主として鋳片の外層部で凝固した。ま
た溶鋼ＡのLn（ランタノイド：原子番号57〜71の希土類
元素の総称）は溶鋼鋳でも酸化されて時間とともに減少
するためタンディッシュのシールを強化して不活性雰囲
気を満し、タンディッシュの鋳入管の入口附近に開口す
る導入管を通して一定速度で添加した。
このようにして得られた鋳片のサイズは長さ250mm、
幅1080mmで、表面から5mmまでの部分のCr,Al,Lnの分析
値は夫々16.7％,3.6％,0.01％であった。
幅1080mmで、表面から5mmまでの部分のCr,Al,Lnの分析
値は夫々16.7％,3.6％,0.01％であった。
比較例として、第１表のＣに示す組成の溶鋼120トン
を通常の連続鋳造方法で厚さ250mm、幅1080mmのスラブ
に鋳込んだ。
を通常の連続鋳造方法で厚さ250mm、幅1080mmのスラブ
に鋳込んだ。
上記２種類の方法で得られた鋳片表面を約3mm研削手
入れした後、1200℃に加熱して熱間圧延により厚さ4mm
の熱延コイルを得た。これらの熱延コイルを通常の冷延
工程により厚さ1mmの冷延コイルにまで圧延した。上記
２種類の鋳片から出発した鋼板の疵の発生状況は、A,B
の複層鋳造法によるものでは11本のコイル全てにさした
る疵もなく、順調に圧延が進行したのに対し、Ｃの溶鋼
を単独に鋳込んだものでは11本のコイル中の９本のコイ
ルに大小のヘゲ疵が発生し、軽度のものは表面研削で除
去し、重度のものは鋼板を切断除去したため大幅な歩留
の低下をきたした。
入れした後、1200℃に加熱して熱間圧延により厚さ4mm
の熱延コイルを得た。これらの熱延コイルを通常の冷延
工程により厚さ1mmの冷延コイルにまで圧延した。上記
２種類の鋳片から出発した鋼板の疵の発生状況は、A,B
の複層鋳造法によるものでは11本のコイル全てにさした
る疵もなく、順調に圧延が進行したのに対し、Ｃの溶鋼
を単独に鋳込んだものでは11本のコイル中の９本のコイ
ルに大小のヘゲ疵が発生し、軽度のものは表面研削で除
去し、重度のものは鋼板を切断除去したため大幅な歩留
の低下をきたした。
なお上記冷延鋼板は更に50μｍの厚さにまで箔圧延さ
れ、ハニカム状に加工された後、真空ろう付工程で1200
℃に約10分間加熱されメタル担体に加工された。ろう付
けされたハニカムの一部をうめ込み研磨して、EPMAによ
り断面の成分分布を調べた。その結果、A,Bの連続複層
鋳造を行ったものでもCr,Al,Lnの板厚方向の成分分布を
解消して均一であった。またハニカムを切り出して、大
気中で1100℃×200hrの耐酸化性試験を行ったが、複層
鋳造を行ったものもろう付部に２〜３点の異常酸化スポ
ットがみられた程度で良好な耐酸化性を示し、単独鋳造
のＣのスラブから得た箔によるハニカムに対して耐酸化
性の上からも遜色はなかった。
れ、ハニカム状に加工された後、真空ろう付工程で1200
℃に約10分間加熱されメタル担体に加工された。ろう付
けされたハニカムの一部をうめ込み研磨して、EPMAによ
り断面の成分分布を調べた。その結果、A,Bの連続複層
鋳造を行ったものでもCr,Al,Lnの板厚方向の成分分布を
解消して均一であった。またハニカムを切り出して、大
気中で1100℃×200hrの耐酸化性試験を行ったが、複層
鋳造を行ったものもろう付部に２〜３点の異常酸化スポ
ットがみられた程度で良好な耐酸化性を示し、単独鋳造
のＣのスラブから得た箔によるハニカムに対して耐酸化
性の上からも遜色はなかった。
実施例２ 第２表に重量％で組成を示す溶鋼Ｄを120トン溶製
し、通常の連続鋳造設備において厚さ250mm、幅1080mm
の鋳片11本に鋳込んだ。但し合金成分の内Ｙについては
次の方法によってモールド中に添加した。すなわち、Ｙ
はそのまゝでは融点が1522℃と高く、溶解不良を生じる
恐れがあるため、融点が1000℃以下になるように30％Ni
−70％Ｙの合金を作製してこれを粉砕して粉末状にした
ものをSUS304の直径6mm、厚さ0.2mmのパイプ中に充填し
てＹ添加ワイヤーを作成し、これをモールドの湯面の中
央付近に湯面に対して、スラブ表層厚さ10mmの位置で溶
解するように垂直に毎分12mの割合で供給した。
し、通常の連続鋳造設備において厚さ250mm、幅1080mm
の鋳片11本に鋳込んだ。但し合金成分の内Ｙについては
次の方法によってモールド中に添加した。すなわち、Ｙ
はそのまゝでは融点が1522℃と高く、溶解不良を生じる
恐れがあるため、融点が1000℃以下になるように30％Ni
−70％Ｙの合金を作製してこれを粉砕して粉末状にした
ものをSUS304の直径6mm、厚さ0.2mmのパイプ中に充填し
てＹ添加ワイヤーを作成し、これをモールドの湯面の中
央付近に湯面に対して、スラブ表層厚さ10mmの位置で溶
解するように垂直に毎分12mの割合で供給した。
この位置では連続鋳片の表層部はすでに凝固過程にあ
り、Ｙは主として溶融状態にある鋳片の内層部に分布す
る状態になる。実際に鋳片の表層5mmから採取した切粉
の分析値はY:0.03％であった。
り、Ｙは主として溶融状態にある鋳片の内層部に分布す
る状態になる。実際に鋳片の表層5mmから採取した切粉
の分析値はY:0.03％であった。
比較例として第２表のＥに示す組成のもの120トンを
通常の連続鋳造方法で同じ鋳片サイズに鋳込んだ。この
際Ｙの添加はタンディッシュのシールを強化して不活性
ガスを満たし、こゝに50％Fe−50％Ｙの合金塊状のもの
を投入して添加した。鋳片D,Eともに表層部3mmを研削し
た後、実施例−１と同様の熱間圧延及び冷間圧延を行っ
た。
通常の連続鋳造方法で同じ鋳片サイズに鋳込んだ。この
際Ｙの添加はタンディッシュのシールを強化して不活性
ガスを満たし、こゝに50％Fe−50％Ｙの合金塊状のもの
を投入して添加した。鋳片D,Eともに表層部3mmを研削し
た後、実施例−１と同様の熱間圧延及び冷間圧延を行っ
た。
両鋼板の疵の発生状況は、鋳片Ｅから出発したコイル
では、いずれも熱間圧延で多数の微小ヘゲが発生したの
で、熱延板を酸洗した後、表面をコイルグラインダーに
より50μｍもの重研削を施し、しかも後に冷間圧延を行
った。これに対し、鋳片Ｄから発したコイルは全長にわ
たりヘゲ疵はなく、酸洗後の研削は取り残しのスケール
を除去する程度の軽度のもので充分であった。
では、いずれも熱間圧延で多数の微小ヘゲが発生したの
で、熱延板を酸洗した後、表面をコイルグラインダーに
より50μｍもの重研削を施し、しかも後に冷間圧延を行
った。これに対し、鋳片Ｄから発したコイルは全長にわ
たりヘゲ疵はなく、酸洗後の研削は取り残しのスケール
を除去する程度の軽度のもので充分であった。
両方法で製造された冷延板を実施例１と同様にして50
μｍの箔材に圧延した後メタル担体にまで加工した。こ
れらのメタル担体から切り出されたハニカムは、D,E双
方とも1100℃×200hrの大気中加熱で良好な耐酸化性を
示し、Ｄ箔もろう付け後のEPMA分析ではＹの板厚方向の
濃度分布は解消して、ほゞ均一な分布を示した。
μｍの箔材に圧延した後メタル担体にまで加工した。こ
れらのメタル担体から切り出されたハニカムは、D,E双
方とも1100℃×200hrの大気中加熱で良好な耐酸化性を
示し、Ｄ箔もろう付け後のEPMA分析ではＹの板厚方向の
濃度分布は解消して、ほゞ均一な分布を示した。
産業上の利用可能性 本発明は疵の発生し易いFe−Cr−Al合金鋼において、
疵発生のない合金鋼板及び生産能率や歩留りを向上させ
る極めて有効な製造方法を提供するもので、近年需要量
の増しつゝある環境対策用材料の低コスト化及び安定供
給に資するところ大である。
疵発生のない合金鋼板及び生産能率や歩留りを向上させ
る極めて有効な製造方法を提供するもので、近年需要量
の増しつゝある環境対策用材料の低コスト化及び安定供
給に資するところ大である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 今村 晃 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 田中 宏幸 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (72)発明者 久富 良一 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製鐵株式会社八幡製鐵所内 (56)参考文献 特開 平１−287253（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−254136（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/18 B22D 11/00 C21D 8/02 C21D 9/46
Claims (7)
- 【請求項１】重量％で、C:0.03％以下、Si:0.5％以下、
Mn:1％以下、Cr:9〜26％、Al:2〜６％、Ｙ及び原子番号
57〜71の希土類元素のグループから選ばれた少くとも１
種の元素（以下REMと称す）を合計で0.01〜0.2％を含
み、残部実質的にFeからなる内部層と、上記化学成分の
内、Cr,Al又はREMのグループから選ばれた少くとも１種
の元素の成分濃度が上記内部層の夫々の成分濃度の０〜
70％の範囲にあり、かつ該成分濃度の異なる元素以外は
上記内部層と同一の成分範囲を有する外部層からなるこ
とを特徴とするFe−Cr−Al合金鋼板。 - 【請求項２】更に、重量％で、Ti,Nb又はZrのグループ
から選ばれた少くとも１種の元素を合計で0.01〜0.6％
含有する請求の範囲１記載のFe−Cr−Al合金鋼板。 - 【請求項３】重量％で、C:0.03％以下、Si:0.5％以下、
Mn:1％以下、Cr:9〜26％、Al:2〜６％、REM:0.01〜0.2
％を含み、残部実質的にFeからなる内部層と上記化学成
分の内、Cr,Al又はREMのグループから選ばれた少くとも
１種の元素の成分濃度が上記内部層の夫々の成分濃度の
０〜70％の範囲にあり、かつ該成分濃度以外は上記内部
層と同一の成分範囲を有する外層から成る鋳片を作成
し、該鋳片を1100〜1300℃の温度範囲で加熱して熱間圧
延し、次いで冷間圧延することを特徴とするFe−Cr−Al
合金鋼板の製造方法。 - 【請求項４】前記内部層と外部層の化学成分をそれぞれ
示す２種類の溶鋼を連続鋳造設備の２槽に分けられたタ
ンディッシュの夫々の槽に注入し、夫々の槽からの注入
管を通して一つのモールドに鋳造速度と鋳入管の開口位
置を変えて同時に鋳込み、これにより内部層と外部層の
複層鋳変を鋳造し、しかる後該鋳片を1100〜1300℃の温
度範囲で加熱して熱間圧延し、次いで冷間圧延すること
を特徴とするFe−Cr−Al合金鋼板の製造方法。 - 【請求項５】前記内部層の化学成分の内REMの成分濃度
が内部層のそれの０〜70％に規制した溶鋼を連続鋳造設
備のモールド内に注入し、該モールド内で鋳造スラブの
表層が５〜15mmの厚さで凝固する湯面からの深さ位置
へ、REMを被覆材で被覆して形成したワイヤーを連続的
に供給し、しかして上記位置で該ワイヤーを溶解し、こ
れにより内部層と外部層の複層鋳片を鋳造し、しかるの
ち、該鋳片を1100〜1300℃の温度範囲で加熱して熱間圧
延し、次いで冷間圧延することを特徴とするFe−Cr−Al
合金鋼板の製造方法。 - 【請求項６】被覆材の材質が炭素鋼又はステンレス鋼で
ある請求の範囲５項記載の製造方法。 - 【請求項７】融点が1000℃以下であるＹ合金粉末を炭素
鋼又はステンレス鋼で被覆して形成したワイヤーを溶湯
内へ連続的に供給する請求の範囲５項記載の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5018992 | 1992-03-09 | ||
| JP4-50189 | 1992-03-09 | ||
| PCT/JP1993/000289 WO1993018196A1 (en) | 1992-03-09 | 1993-03-09 | Fe-Cr-Al ALLOY STEEL SHEET AND PRODUCTION THEREOF |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP3294846B2 true JP3294846B2 (ja) | 2002-06-24 |
Family
ID=12852225
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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| Country | Link |
|---|---|
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| JP (1) | JP3294846B2 (ja) |
| DE (1) | DE4390936T1 (ja) |
| SE (1) | SE9303692L (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| SE519588C2 (sv) | 1997-06-27 | 2003-03-18 | Sandvik Ab | Förfarande för framställning av ferritiskt rostfritt stål, användning av detta som substrat för en katalysator samt katalysator |
| JP3958280B2 (ja) * | 2003-02-28 | 2007-08-15 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 重量検知センサー基板用高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法並びに重量検知センサー |
| CN104561799A (zh) * | 2013-10-28 | 2015-04-29 | 丹阳智盛合金有限公司 | 一种铁铬铝合金加工工艺 |
| CN111318566B (zh) * | 2020-03-17 | 2021-07-30 | 中北大学 | 铁铬铝合金连铸板坯热轧钢卷的生产方法 |
| CN113403449B (zh) * | 2021-06-11 | 2022-09-20 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种宽钢带铁铬铝连铸板坯稀土合金化的生产方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JPS5930782B2 (ja) * | 1979-10-31 | 1984-07-28 | 日新製鋼株式会社 | 燃焼機器熱吸収放射体用ステンレス鋼 |
| JPS5919792A (ja) * | 1982-07-26 | 1984-02-01 | 日揮株式会社 | 炭素析出防止性遠心力鋳造二層管 |
| JPS5930782A (ja) * | 1982-08-10 | 1984-02-18 | 株式会社東芝 | セラミツクス−金属複合体の製造方法 |
| JPS6483617A (en) * | 1987-09-24 | 1989-03-29 | Kawasaki Steel Co | Heat treatment of cr-al stainless steel |
| JPH01287253A (ja) * | 1988-05-16 | 1989-11-17 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐酸化性および製造性に優れたａ１含有フェライト系ステンレス鋼 |
| US5045404A (en) * | 1989-03-27 | 1991-09-03 | Nippon Steel Corporation | Heat-resistant stainless steel foil for catalyst-carrier of combustion exhaust gas purifiers |
| EP0516097B1 (en) * | 1991-05-29 | 1996-08-28 | Kawasaki Steel Corporation | Iron-chromium-aluminium alloy, catalytic substrate comprising the same and method of preparation |
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1993
- 1993-03-09 JP JP51553393A patent/JP3294846B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1993-03-09 WO PCT/JP1993/000289 patent/WO1993018196A1/ja active Application Filing
- 1993-03-09 US US08/146,056 patent/US5405460A/en not_active Expired - Fee Related
- 1993-03-09 DE DE4390936T patent/DE4390936T1/de not_active Ceased
- 1993-11-09 SE SE9303692A patent/SE9303692L/ not_active Application Discontinuation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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| SE9303692L (sv) | 1993-12-29 |
| WO1993018196A1 (en) | 1993-09-16 |
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