JP3487979B2 - 拡散接合性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents
拡散接合性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車排ガス浄化用触
媒の担体等として使用され、拡散接合性に優れた耐高温
酸化性フェライト系ステンレス鋼板に関する。
媒の担体等として使用され、拡散接合性に優れた耐高温
酸化性フェライト系ステンレス鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車排ガス浄化用触媒の担体として、
軽量性，耐衝撃性に優れた金属担体が従来からのセラミ
ック質に代わるものとして注目されている。金属担体
は、０．０５ｍｍ前後の厚みをもった平板状鋼板及び波
板状鋼板を２枚重ねて巻き上げられ、蜂の巣状の断面形
状を持った円筒構造体である。鋼板としては、耐高温酸
化性に優れた材料特性が要求されることから、Ｆｅ−Ｃ
ｒ−Ａｌフェライト系ステンレス鋼が使用されている。
金属担体の作製にあたっては、通常Ｎｉろう付けによっ
て平板と波板とを接合している。しかし、Ｎｉろう付け
は高価な材料を消費することから製造コストが高く、最
近では拡散接合による担体製造も検討されている。
軽量性，耐衝撃性に優れた金属担体が従来からのセラミ
ック質に代わるものとして注目されている。金属担体
は、０．０５ｍｍ前後の厚みをもった平板状鋼板及び波
板状鋼板を２枚重ねて巻き上げられ、蜂の巣状の断面形
状を持った円筒構造体である。鋼板としては、耐高温酸
化性に優れた材料特性が要求されることから、Ｆｅ−Ｃ
ｒ−Ａｌフェライト系ステンレス鋼が使用されている。
金属担体の作製にあたっては、通常Ｎｉろう付けによっ
て平板と波板とを接合している。しかし、Ｎｉろう付け
は高価な材料を消費することから製造コストが高く、最
近では拡散接合による担体製造も検討されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】拡散接合で金属担体を
作製するとき、高価なＮｉが不要となるため、Ｎｉろう
付けした金属担体に比較してコスト的にも軽量化の面か
らも有利になる。しかし、金属担体を構成するＦｅ−Ｃ
ｒ−Ａｌフェライト系ステンレス鋼は、鋼板表面に強固
な酸化皮膜を形成し易い。表面の酸化皮膜は、耐高温酸
化性の向上に有効なものであるが、拡散接合に際しては
拡散反応を妨げる作用を呈する。そのため、十分な接合
強度をもった金属担体が得られない。本発明は、このよ
うな問題を解消すべく案出されたものであり、ステンレ
ス鋼板の表面に生成する酸化皮膜の組成を規制すること
により、本来の耐高温酸化性に悪影響を与えることな
く、拡散接合性を改良したＦｅ−Ｃｒ−Ａｌフェライト
系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
作製するとき、高価なＮｉが不要となるため、Ｎｉろう
付けした金属担体に比較してコスト的にも軽量化の面か
らも有利になる。しかし、金属担体を構成するＦｅ−Ｃ
ｒ−Ａｌフェライト系ステンレス鋼は、鋼板表面に強固
な酸化皮膜を形成し易い。表面の酸化皮膜は、耐高温酸
化性の向上に有効なものであるが、拡散接合に際しては
拡散反応を妨げる作用を呈する。そのため、十分な接合
強度をもった金属担体が得られない。本発明は、このよ
うな問題を解消すべく案出されたものであり、ステンレ
ス鋼板の表面に生成する酸化皮膜の組成を規制すること
により、本来の耐高温酸化性に悪影響を与えることな
く、拡散接合性を改良したＦｅ−Ｃｒ−Ａｌフェライト
系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明のフェライト系ス
テンレス鋼板は、その目的を達成するため、１〜６重量
％のＡｌを含むフェライト系ステンレス鋼を基材とし、
その表面に形成される酸化皮膜の組成を（ａ）〜（ｃ）
の何れか１つ又は複数で規制していることを特徴とす
る。 （ａ）表面から１００Åの範囲でＮ濃度が７．０原子％
以下 （ｂ）酸化皮膜の酸化物を構成する金属が原子％でＡｌ
％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）≦０．７５の条件を満
足すること。 （ｃ）酸化皮膜に含まれるＯ原子に対するＡｌ原子の比
がＡｌ％／Ｏ％≦０．５を満足すること。 また、表面酸化皮膜は、厚みが１０００Å以下であるこ
とが好ましい。更に、圧延方向に直交する方向におい
て、表面の十点平均粗さＲZが１．０μｍ以下であると
き、拡散接合性が更に向上する。基材として使用される
フェライト系ステンレス鋼は、耐高温酸化性を付与する
ために１重量％以上のＡｌを含む。しかし、Ａｌ含有量
が多すぎると製造性が劣化するため、Ａｌ含有量を６重
量％以下にする。このフェライト系ステンレス鋼は、７
０容量％以上のＨ2を含む還元性ガス雰囲気の露点をＴ
DP，焼鈍温度を示す鋼板温度をＴSとするとき、ＴDP＝
−６０〜−４０（℃），ＴS＝７００〜９５０（℃）及
びＴDP（℃）≧０．０３６×ＴS（℃）−９０．６の条
件下で焼鈍することにより製造される。また、焼鈍後に
行われる冷間圧延では、平均表面粗さＲaが０．１０μ
ｍ以下のロールを使用して冷間圧延の最終パスを実施す
ることが好ましい。
テンレス鋼板は、その目的を達成するため、１〜６重量
％のＡｌを含むフェライト系ステンレス鋼を基材とし、
その表面に形成される酸化皮膜の組成を（ａ）〜（ｃ）
の何れか１つ又は複数で規制していることを特徴とす
る。 （ａ）表面から１００Åの範囲でＮ濃度が７．０原子％
以下 （ｂ）酸化皮膜の酸化物を構成する金属が原子％でＡｌ
％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）≦０．７５の条件を満
足すること。 （ｃ）酸化皮膜に含まれるＯ原子に対するＡｌ原子の比
がＡｌ％／Ｏ％≦０．５を満足すること。 また、表面酸化皮膜は、厚みが１０００Å以下であるこ
とが好ましい。更に、圧延方向に直交する方向におい
て、表面の十点平均粗さＲZが１．０μｍ以下であると
き、拡散接合性が更に向上する。基材として使用される
フェライト系ステンレス鋼は、耐高温酸化性を付与する
ために１重量％以上のＡｌを含む。しかし、Ａｌ含有量
が多すぎると製造性が劣化するため、Ａｌ含有量を６重
量％以下にする。このフェライト系ステンレス鋼は、７
０容量％以上のＨ2を含む還元性ガス雰囲気の露点をＴ
DP，焼鈍温度を示す鋼板温度をＴSとするとき、ＴDP＝
−６０〜−４０（℃），ＴS＝７００〜９５０（℃）及
びＴDP（℃）≧０．０３６×ＴS（℃）−９０．６の条
件下で焼鈍することにより製造される。また、焼鈍後に
行われる冷間圧延では、平均表面粗さＲaが０．１０μ
ｍ以下のロールを使用して冷間圧延の最終パスを実施す
ることが好ましい。
【０００５】
【作用】拡散接合では、重ね合わせた二つの金属の界面
を介して原子が相互に拡散し、時間経過に従って二つの
金属が結合し、最終的に界面が消失し二つの金属が一体
化される。このとき、金属表面に酸化物，窒化物等の非
金属からなる強固な皮膜が存在すると、拡散接合中に原
子拡散が妨げられる。また、皮膜の一部は、接合後の旧
接合界面近傍に残存することもある。その結果、接合部
の強度や靭性が低くなる。他方、金属の表面は、通常、
酸化物等の表面皮膜で覆われている。特に、Ａｌを含む
フェライト系ステンレス鋼板では、強固な表面皮膜が鋼
板表面に生成し、拡散接合によって十分な接合強度をも
ったものが得られ難い。この強固な表面皮膜は、本発明
者等による表面分析の結果、Ｆｅ，Ｃｒ及びＡｌの各酸
化物とＡｌの窒化物から構成されており、窒化物の生成
を抑制し、酸化物を構成している金属の割合においてＡ
ｌの比率が低く、相対的にＦｅ及びＣｒの比率が高いも
のほど拡散接合性が良好であることが判った。
を介して原子が相互に拡散し、時間経過に従って二つの
金属が結合し、最終的に界面が消失し二つの金属が一体
化される。このとき、金属表面に酸化物，窒化物等の非
金属からなる強固な皮膜が存在すると、拡散接合中に原
子拡散が妨げられる。また、皮膜の一部は、接合後の旧
接合界面近傍に残存することもある。その結果、接合部
の強度や靭性が低くなる。他方、金属の表面は、通常、
酸化物等の表面皮膜で覆われている。特に、Ａｌを含む
フェライト系ステンレス鋼板では、強固な表面皮膜が鋼
板表面に生成し、拡散接合によって十分な接合強度をも
ったものが得られ難い。この強固な表面皮膜は、本発明
者等による表面分析の結果、Ｆｅ，Ｃｒ及びＡｌの各酸
化物とＡｌの窒化物から構成されており、窒化物の生成
を抑制し、酸化物を構成している金属の割合においてＡ
ｌの比率が低く、相対的にＦｅ及びＣｒの比率が高いも
のほど拡散接合性が良好であることが判った。
【０００６】拡散接合性は、鋼板表面にＡｌの窒化物が
形成されるとき極端に悪化する。本発明者等の調査・研
究によるとき、Ａｌの窒化物による影響は、表面から深
さ１００Åの範囲におけるＮ濃度を７．０原子％以下に
規制することにより抑制できることが判った。更に、種
々の鋼板についての表面皮膜の分析結果と拡散接合性の
良否との関係を調査したところ、表面酸化皮膜の表層部
において酸化物を構成する金属が原子％で式（１）及び
（２）の一つ又は双方を満足するとき、拡散接合性が良
好になることを解明した。 Ａｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）≦０．７５ ・・・・（１） Ａｌ％／Ｏ％≦０．５ ・・・・（２） また、拡散接合性をより一層改善するためには、表面か
ら３０Åの範囲で式（１）及び（２）で規定される条件
を満足していることが有効であることを見い出した。
形成されるとき極端に悪化する。本発明者等の調査・研
究によるとき、Ａｌの窒化物による影響は、表面から深
さ１００Åの範囲におけるＮ濃度を７．０原子％以下に
規制することにより抑制できることが判った。更に、種
々の鋼板についての表面皮膜の分析結果と拡散接合性の
良否との関係を調査したところ、表面酸化皮膜の表層部
において酸化物を構成する金属が原子％で式（１）及び
（２）の一つ又は双方を満足するとき、拡散接合性が良
好になることを解明した。 Ａｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）≦０．７５ ・・・・（１） Ａｌ％／Ｏ％≦０．５ ・・・・（２） また、拡散接合性をより一層改善するためには、表面か
ら３０Åの範囲で式（１）及び（２）で規定される条件
を満足していることが有効であることを見い出した。
【０００７】拡散接合性は、鋼板表面の酸化皮膜が厚く
なるほど悪化する傾向にある。この点では、酸化皮膜の
厚みを１０００Å以下に規制することが好ましい。厚み
が１０００Å以下の酸化皮膜は、拡散接合性に悪影響を
与えず、十分な耐高温酸化性を確保する。鋼板表面の酸
化皮膜の主たるものは、鋼板焼鈍時に形成される。した
がって、焼鈍条件を制御することにより、拡散接合性の
良好な鋼板が製造される。焼鈍温度及び焼鈍雰囲気の露
点は、金属表面に生成する皮膜の組成に影響を及ぼし、
焼鈍された鋼板の拡散接合性を左右する。雰囲気の露点
が一定で焼鈍温度が高いときには、拡散接合性に有害な
表面皮膜におけるＡｌ酸化物の比率が高くなる。また、
焼鈍温度が低いときには、逆に表面皮膜中のＡｌ酸化物
量が減少し、Ｆｅ及びＣｒの酸化物量の比率が増加す
る。
なるほど悪化する傾向にある。この点では、酸化皮膜の
厚みを１０００Å以下に規制することが好ましい。厚み
が１０００Å以下の酸化皮膜は、拡散接合性に悪影響を
与えず、十分な耐高温酸化性を確保する。鋼板表面の酸
化皮膜の主たるものは、鋼板焼鈍時に形成される。した
がって、焼鈍条件を制御することにより、拡散接合性の
良好な鋼板が製造される。焼鈍温度及び焼鈍雰囲気の露
点は、金属表面に生成する皮膜の組成に影響を及ぼし、
焼鈍された鋼板の拡散接合性を左右する。雰囲気の露点
が一定で焼鈍温度が高いときには、拡散接合性に有害な
表面皮膜におけるＡｌ酸化物の比率が高くなる。また、
焼鈍温度が低いときには、逆に表面皮膜中のＡｌ酸化物
量が減少し、Ｆｅ及びＣｒの酸化物量の比率が増加す
る。
【０００８】本発明者等は、焼鈍温度が皮膜組成に及ぼ
す影響について種々実験した結果、焼鈍温度を鋼板温度
として７００〜９５０℃の範囲に維持するとき、拡散接
合性に適切な酸化皮膜の組成が得られることを解明し
た。なお、焼鈍温度は、低いほど拡散接合性の改善に有
効であるが、過度に低い焼鈍温度では鋼板の再結晶が生
じない。その結果、焼鈍後の鋼板を冷間圧延するとき、
形状よく圧延できなくなる。このような場合、焼鈍温度
は、鋼板温度として７２０℃以上に保つことが好まし
い。焼鈍雰囲気の露点も、焼鈍温度と同様に表面酸化皮
膜の組成に影響を与える。すなわち、露点が高い場合に
比較して露点が低い雰囲気で焼鈍すると、表面皮膜中の
Ａｌ酸化物量の比率が高くなり、拡散接合性を劣化させ
る。しかし、過度に高い露点では、酸化物皮膜が厚くな
りすぎて拡散接合性を劣化させる。この点から、雰囲気
ガスの露点は、−４０〜−６０℃の範囲に設定される。
す影響について種々実験した結果、焼鈍温度を鋼板温度
として７００〜９５０℃の範囲に維持するとき、拡散接
合性に適切な酸化皮膜の組成が得られることを解明し
た。なお、焼鈍温度は、低いほど拡散接合性の改善に有
効であるが、過度に低い焼鈍温度では鋼板の再結晶が生
じない。その結果、焼鈍後の鋼板を冷間圧延するとき、
形状よく圧延できなくなる。このような場合、焼鈍温度
は、鋼板温度として７２０℃以上に保つことが好まし
い。焼鈍雰囲気の露点も、焼鈍温度と同様に表面酸化皮
膜の組成に影響を与える。すなわち、露点が高い場合に
比較して露点が低い雰囲気で焼鈍すると、表面皮膜中の
Ａｌ酸化物量の比率が高くなり、拡散接合性を劣化させ
る。しかし、過度に高い露点では、酸化物皮膜が厚くな
りすぎて拡散接合性を劣化させる。この点から、雰囲気
ガスの露点は、−４０〜−６０℃の範囲に設定される。
【０００９】また、表面酸化皮膜の厚みも、酸化皮膜の
組成と同様に焼鈍時の温度及び雰囲気ガスの露点によっ
て変化する。焼鈍温度が高い場合、或いは雰囲気ガスの
露点が高い場合には、酸化皮膜の成長が早くなり、厚い
酸化皮膜が形成され、拡散接合性が劣化する。拡散接合
性を損なわない酸化皮膜の厚みを確保する条件は、拡散
接合性の良好な皮膜組成を形成するための焼鈍条件と同
じであり、鋼板温度が７００〜９５０℃で且つ雰囲気ガ
スの露点が−４０〜−６０℃の範囲である。本発明で規
定した焼鈍温度及び露点が満足される場合でも、拡散接
合性が改善されないことがある。これは、焼鈍温度が高
いとき、Ａｌ酸化物の生成量が増えると同時に、接合性
に非常に有害な窒化物が生成することに原因があるもの
と考えられる。この場合には、雰囲気ガスの露点を高く
することにより、ＦｅやＣｒの酸化物の生成を強化し、
窒化物の生成を抑制することにより、良好な拡散接合性
を確保する。このとき、焼鈍温度ＴS と焼鈍雰囲気の露
点ＴDPとの間にＴDP（℃）≧０．０３６×ＴS （℃）−
９０．６の関係が成立するように焼鈍条件を定める。
組成と同様に焼鈍時の温度及び雰囲気ガスの露点によっ
て変化する。焼鈍温度が高い場合、或いは雰囲気ガスの
露点が高い場合には、酸化皮膜の成長が早くなり、厚い
酸化皮膜が形成され、拡散接合性が劣化する。拡散接合
性を損なわない酸化皮膜の厚みを確保する条件は、拡散
接合性の良好な皮膜組成を形成するための焼鈍条件と同
じであり、鋼板温度が７００〜９５０℃で且つ雰囲気ガ
スの露点が−４０〜−６０℃の範囲である。本発明で規
定した焼鈍温度及び露点が満足される場合でも、拡散接
合性が改善されないことがある。これは、焼鈍温度が高
いとき、Ａｌ酸化物の生成量が増えると同時に、接合性
に非常に有害な窒化物が生成することに原因があるもの
と考えられる。この場合には、雰囲気ガスの露点を高く
することにより、ＦｅやＣｒの酸化物の生成を強化し、
窒化物の生成を抑制することにより、良好な拡散接合性
を確保する。このとき、焼鈍温度ＴS と焼鈍雰囲気の露
点ＴDPとの間にＴDP（℃）≧０．０３６×ＴS （℃）−
９０．６の関係が成立するように焼鈍条件を定める。
【００１０】焼鈍雰囲気は、金属表面の皮膜組成に影響
を及ぼす。焼鈍は、通常、Ｈ2 及びＮ2 からなる還元性
ガス雰囲気中で行われるが、Ｎ2 ガスの比率が高いと表
面皮膜に窒化物が生成し、拡散接合性に悪影響を及ぼ
す。この点、窒化物の生成を抑制するため、焼鈍時の還
元性雰囲気ガス中のＨ2 量を７０容量％以上とすること
が必要である。拡散接合では、接合部界面における拡散
反応から接合部における金属相互の接触面積が広いほど
良好な接合性が示される。たとえば、二つの金属を貼り
合わせたとき、表面の凹凸が大きいほど、金属は互いに
凸部同士の点接触となり易く、接触面積が小さくなる。
逆に表面の凹凸が小さいと、面による接触となり、接触
面が大きくなる。そこで、鋼板の圧延方向に直交するＣ
方向に関する十点平均粗さＲZ によって表面の凹凸の大
小を評価したところ、十点平均粗さＲZ が１．０μｍ以
下のとき、特に拡散接合性が良好となることを見い出し
た。鋼板の表面粗さは、冷間圧延時に使用されるロール
の表面粗さに影響される。本発明者等は、鋼板の拡散接
合性と冷間圧延で使用したロールの表面粗さとの関係に
ついて調査検討した結果、冷間圧延の最終パスで平均表
面粗さＲa が０．１０μｍ以下のロールを使用すると
き、十点平均粗さＲz が１．０μｍ以下の鋼板を安定し
て製造できることを見い出した。
を及ぼす。焼鈍は、通常、Ｈ2 及びＮ2 からなる還元性
ガス雰囲気中で行われるが、Ｎ2 ガスの比率が高いと表
面皮膜に窒化物が生成し、拡散接合性に悪影響を及ぼ
す。この点、窒化物の生成を抑制するため、焼鈍時の還
元性雰囲気ガス中のＨ2 量を７０容量％以上とすること
が必要である。拡散接合では、接合部界面における拡散
反応から接合部における金属相互の接触面積が広いほど
良好な接合性が示される。たとえば、二つの金属を貼り
合わせたとき、表面の凹凸が大きいほど、金属は互いに
凸部同士の点接触となり易く、接触面積が小さくなる。
逆に表面の凹凸が小さいと、面による接触となり、接触
面が大きくなる。そこで、鋼板の圧延方向に直交するＣ
方向に関する十点平均粗さＲZ によって表面の凹凸の大
小を評価したところ、十点平均粗さＲZ が１．０μｍ以
下のとき、特に拡散接合性が良好となることを見い出し
た。鋼板の表面粗さは、冷間圧延時に使用されるロール
の表面粗さに影響される。本発明者等は、鋼板の拡散接
合性と冷間圧延で使用したロールの表面粗さとの関係に
ついて調査検討した結果、冷間圧延の最終パスで平均表
面粗さＲa が０．１０μｍ以下のロールを使用すると
き、十点平均粗さＲz が１．０μｍ以下の鋼板を安定し
て製造できることを見い出した。
【００１１】
【実施例】表１に示した成分をもつフェライト系ステン
レス鋼を熱間圧延した後、焼鈍，冷間圧延を繰り返して
板厚５０μｍの冷延板にした。
レス鋼を熱間圧延した後、焼鈍，冷間圧延を繰り返して
板厚５０μｍの冷延板にした。
【００１２】
【００１３】各鋼板から短冊状試験片を切り出した。試
験片の端部を重ね合わせ、重合せ部に６．３×１０-2Ｎ
／ｍｍ2 の荷重を加え、Ａｒ置換した１０-4トールの真
空雰囲気中で１２５０℃×１時間の熱処理によって拡散
接合した。そして、引張り試験によって各試験片の接合
状態を調査した。なお、接合状態の判定基準を表２に示
す。
験片の端部を重ね合わせ、重合せ部に６．３×１０-2Ｎ
／ｍｍ2 の荷重を加え、Ａｒ置換した１０-4トールの真
空雰囲気中で１２５０℃×１時間の熱処理によって拡散
接合した。そして、引張り試験によって各試験片の接合
状態を調査した。なお、接合状態の判定基準を表２に示
す。
【００１４】
【００１５】鋼種ａ〜ｅについて、拡散接合される前の
表面状態をＥＳＣＡ分析した、分析結果を表面からの深
さ方向に沿ったＡｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）比
の変化を求めた。Ａｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）
比の変化と接合状態の判定結果との関係をみると、図１
に示すようにＡｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）≦
０．７５のとき、良好な拡散接合性が得られていること
が判る。同様に、ＥＳＣＡ分析の分析結果を表面からの
深さ方向に沿ったＡｌ％／Ｏ％比の変化を求めた。そし
て、Ａｌ％／Ｏ％比の変化と接合状態の判定結果との関
係をみると、図２に示すようにＡｌ％／Ｏ％≦０．５の
とき、良好な拡散接合性が得られていることが判る。鋼
種ａ，ｂ，ｆ〜ｊについて、拡散接合前の鋼板表面から
深さ１００Åまでの範囲におけるＮ濃度を調査した。調
査結果を示す表３にみられるように、この範囲における
Ｎ濃度を７．０原子％以下にするとき良好な拡散接合性
が得られた。
表面状態をＥＳＣＡ分析した、分析結果を表面からの深
さ方向に沿ったＡｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）比
の変化を求めた。Ａｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）
比の変化と接合状態の判定結果との関係をみると、図１
に示すようにＡｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）≦
０．７５のとき、良好な拡散接合性が得られていること
が判る。同様に、ＥＳＣＡ分析の分析結果を表面からの
深さ方向に沿ったＡｌ％／Ｏ％比の変化を求めた。そし
て、Ａｌ％／Ｏ％比の変化と接合状態の判定結果との関
係をみると、図２に示すようにＡｌ％／Ｏ％≦０．５の
とき、良好な拡散接合性が得られていることが判る。鋼
種ａ，ｂ，ｆ〜ｊについて、拡散接合前の鋼板表面から
深さ１００Åまでの範囲におけるＮ濃度を調査した。調
査結果を示す表３にみられるように、この範囲における
Ｎ濃度を７．０原子％以下にするとき良好な拡散接合性
が得られた。
【００１６】
【００１７】鋼種ｆ，ｇ，ｋ〜ｏについて、拡散接合前
のステンレス鋼板をＡＥＳ分析し、表面皮膜の厚みを調
査した。調査結果を示す表４にみられるように、皮膜厚
みが１０００Å以下のときに高い接合強度が示されてい
る。このことから、良好な拡散接合性を得るためには、
表面皮膜の厚みを１０００Å以下にする必要があること
が判る。
のステンレス鋼板をＡＥＳ分析し、表面皮膜の厚みを調
査した。調査結果を示す表４にみられるように、皮膜厚
みが１０００Å以下のときに高い接合強度が示されてい
る。このことから、良好な拡散接合性を得るためには、
表面皮膜の厚みを１０００Å以下にする必要があること
が判る。
【００１８】
【００１９】鋼種ｅ〜ｇ，ｊ，ｐ〜ｓについて、拡散接
合前の各ステンレス鋼板についてＣ方向に沿った十点平
均粗さＲz を測定し、十点平均粗さＲz と接合強度との
関係を求めたところ、表５に示す結果が得られた。表５
から、十点平均粗さＲz が１．０μｍ以下のときに良好
な拡散接合性が得られることが判る。
合前の各ステンレス鋼板についてＣ方向に沿った十点平
均粗さＲz を測定し、十点平均粗さＲz と接合強度との
関係を求めたところ、表５に示す結果が得られた。表５
から、十点平均粗さＲz が１．０μｍ以下のときに良好
な拡散接合性が得られることが判る。
【００２０】
【００２１】実施例２：表６に示す成分をもつフェライ
ト系ステンレス鋼を板厚０．１ｍｍに冷間圧延し、冷間
圧延ままの鋼板を焼鈍した後、再度冷間圧延によって板
厚０．０５ｍｍの鋼板を製造した。得られた鋼板から試
験片を切り出し、実施例１と同様に拡散接合性を調査し
た。このときの焼鈍条件及び拡散接合の強度試験の結果
を表７に示す。また、表７に掲げた鋼板の拡散接合前の
表面皮膜に含まれている酸化物に関し、実施例１と同様
なＥＳＣＡ分析を行った結果を図３及び図４に示す。
ト系ステンレス鋼を板厚０．１ｍｍに冷間圧延し、冷間
圧延ままの鋼板を焼鈍した後、再度冷間圧延によって板
厚０．０５ｍｍの鋼板を製造した。得られた鋼板から試
験片を切り出し、実施例１と同様に拡散接合性を調査し
た。このときの焼鈍条件及び拡散接合の強度試験の結果
を表７に示す。また、表７に掲げた鋼板の拡散接合前の
表面皮膜に含まれている酸化物に関し、実施例１と同様
なＥＳＣＡ分析を行った結果を図３及び図４に示す。
【００２２】
【表６】
【００２３】本発明で規定する条件を満足する焼鈍を施
した試料２ａ〜２ｅは、何れも酸化皮膜の組成が本発明
の範囲を満足しており、拡散接合性が良好であった。一
方、鋼板温度が９５０℃を超える温度で焼鈍した試料２
ｈは、酸化皮膜のＡｌ濃度が高く、拡散接合性に劣るも
のであった。また、試料２ｇのように鋼板温度が７００
℃に達しない焼鈍を施したものでは、酸化皮膜中のＡｌ
濃度が低く、拡散接合性は良好であるものの、材料の再
結晶が不十分であり、後工程としての冷間圧延時に鋼板
の形状不良が発生した。更に、雰囲気ガス露点が−６０
℃より低い露点で焼鈍した試料２ｉでは、酸化物を構成
するＡｌ量が高く、接合強度が低い値を示した。雰囲気
ガスの露点が−４０℃よりも高い試料２ｌでは、焼鈍時
に鋼板表面に形成される酸化皮膜が１０００Å以上に厚
くなりすぎ、拡散接合性が低下した。他方、雰囲気ガス
の露点が本発明で規定した範囲にある試料２ｄでは、酸
化皮膜が薄く、拡散接合性は良好であった。
した試料２ａ〜２ｅは、何れも酸化皮膜の組成が本発明
の範囲を満足しており、拡散接合性が良好であった。一
方、鋼板温度が９５０℃を超える温度で焼鈍した試料２
ｈは、酸化皮膜のＡｌ濃度が高く、拡散接合性に劣るも
のであった。また、試料２ｇのように鋼板温度が７００
℃に達しない焼鈍を施したものでは、酸化皮膜中のＡｌ
濃度が低く、拡散接合性は良好であるものの、材料の再
結晶が不十分であり、後工程としての冷間圧延時に鋼板
の形状不良が発生した。更に、雰囲気ガス露点が−６０
℃より低い露点で焼鈍した試料２ｉでは、酸化物を構成
するＡｌ量が高く、接合強度が低い値を示した。雰囲気
ガスの露点が−４０℃よりも高い試料２ｌでは、焼鈍時
に鋼板表面に形成される酸化皮膜が１０００Å以上に厚
くなりすぎ、拡散接合性が低下した。他方、雰囲気ガス
の露点が本発明で規定した範囲にある試料２ｄでは、酸
化皮膜が薄く、拡散接合性は良好であった。
【００２４】雰囲気ガスのＨ2 濃度についてみると、Ｈ
2 濃度が本発明で規定した範囲にある試料２ｄは拡散接
合性が良好であった。他方、本発明で規定する範囲を外
れる試料２ｊでは、Ｈ2 濃度が６５容量％と低いことか
ら酸化皮膜中の窒化物量が８．０原子％と多くなってお
り、接合性が悪化していた。このように拡散接合に及ぼ
す焼鈍時の鋼板温度と雰囲気ガスの露点との関係を調べ
たところ、両者の間に図５に示す関係が成立していた。
なお、図５では、雰囲気ガスの組成及び圧延ロールの表
面粗さが他の試料と著しく異なる試料２ｊ，２ｋはプロ
ットを省略した。図５から明らかなように、良好な拡散
接合性を得るためには、焼鈍温度が高いほど、雰囲気ガ
スの露点を高くする必要があることが判る。すなわち、
鋼板温度Ｔs 及び雰囲気ガスの露点ＴDPが斜線領域にあ
る条件下で焼鈍したものは、良好な拡散接合性を呈し
た。また、冷間圧延の最終パスに表面粗さＲa が０．１
０μｍ以下のロールを使用した試料２ｃ，２ｄ及び２ｆ
の冷延板は、表面粗さＲz が１．０μｍ以下になってお
り、拡散接合性に優れていた。他方、表面粗さＲa が
０．１０μｍを超えるロールを使用した試料２ｋの冷延
板は、表面粗さＲz が１．０μｍを超え、低い拡散接合
性を示した。
2 濃度が本発明で規定した範囲にある試料２ｄは拡散接
合性が良好であった。他方、本発明で規定する範囲を外
れる試料２ｊでは、Ｈ2 濃度が６５容量％と低いことか
ら酸化皮膜中の窒化物量が８．０原子％と多くなってお
り、接合性が悪化していた。このように拡散接合に及ぼ
す焼鈍時の鋼板温度と雰囲気ガスの露点との関係を調べ
たところ、両者の間に図５に示す関係が成立していた。
なお、図５では、雰囲気ガスの組成及び圧延ロールの表
面粗さが他の試料と著しく異なる試料２ｊ，２ｋはプロ
ットを省略した。図５から明らかなように、良好な拡散
接合性を得るためには、焼鈍温度が高いほど、雰囲気ガ
スの露点を高くする必要があることが判る。すなわち、
鋼板温度Ｔs 及び雰囲気ガスの露点ＴDPが斜線領域にあ
る条件下で焼鈍したものは、良好な拡散接合性を呈し
た。また、冷間圧延の最終パスに表面粗さＲa が０．１
０μｍ以下のロールを使用した試料２ｃ，２ｄ及び２ｆ
の冷延板は、表面粗さＲz が１．０μｍ以下になってお
り、拡散接合性に優れていた。他方、表面粗さＲa が
０．１０μｍを超えるロールを使用した試料２ｋの冷延
板は、表面粗さＲz が１．０μｍを超え、低い拡散接合
性を示した。
【００２５】
【表７】
【００２６】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のフェラ
イト系ステンレス鋼は、鋼板表面に形成されている酸化
皮膜の組成を規制することにより、耐高温酸化性を確保
しながら、拡散接合性を改良させている。そのため、高
価なＮｉろうを使用する従来のＮｉろう付けに替えて、
排ガス浄化触媒用の金属担体を始め、拡散接合が容易な
材料として提供される。
イト系ステンレス鋼は、鋼板表面に形成されている酸化
皮膜の組成を規制することにより、耐高温酸化性を確保
しながら、拡散接合性を改良させている。そのため、高
価なＮｉろうを使用する従来のＮｉろう付けに替えて、
排ガス浄化触媒用の金属担体を始め、拡散接合が容易な
材料として提供される。
【図１】 鋼板の表面皮膜に含まれている酸化物を構成
している金属原子のうち、Ａｌ原子の比率を表面からの
深さ方向に表したグラフ
している金属原子のうち、Ａｌ原子の比率を表面からの
深さ方向に表したグラフ
【図２】 鋼板の表面皮膜に含まれているＯ原子に対す
るＡｌ原子の比率を表面からの深さ方向に表したグラフ
るＡｌ原子の比率を表面からの深さ方向に表したグラフ
【図３】 鋼板の表面皮膜に含まれている酸化物を構成
している金属原子のうち、Ａｌ原子の比率を表面からの
深さ方向に表したグラフ
している金属原子のうち、Ａｌ原子の比率を表面からの
深さ方向に表したグラフ
【図４】 鋼板の表面皮膜に含まれているＯ原子に対す
るＡｌ原子の比率を表面からの深さ方向に表したグラフ
るＡｌ原子の比率を表面からの深さ方向に表したグラフ
【図５】 焼鈍時の鋼板温度及び雰囲気ガスの露点と拡
散接合性との関係を表したグラフ
散接合性との関係を表したグラフ
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B23K 20/00 310
B23K 20/227
C21D 9/46
C22C 38/00 302
C23C 8/18
Claims (8)
- 【請求項１】 １〜６重量％のＡｌを含むフェライト系
ステンレス鋼を基材とし、表面から１００Åの範囲でＮ
濃度が７．０原子％以下に規制された表面酸化皮膜が形
成されている拡散接合性に優れたフェライト系ステンレ
ス鋼板。 - 【請求項２】 １〜６重量％のＡｌを含むフェライト系
ステンレス鋼を基材とし、酸化物を構成する金属が原子
％でＡｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ％）≦０．７５の
条件を満足する表面酸化皮膜が形成されている拡散接合
性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 【請求項３】 １〜６重量％のＡｌを含むフェライト系
ステンレス鋼を基材とし、酸化物に含まれるＯ原子に対
するＡｌ原子の比がＡｌ％／Ｏ％≦０．５の条件を満足
する表面酸化皮膜が形成されている拡散接合性に優れた
フェライト系ステンレス鋼板。 - 【請求項４】 １〜６重量％のＡｌを含むフェライト系
ステンレス鋼を基材とし、表面から１００Åの範囲でＮ
濃度が７．０原子％以下に規制され、且つ酸化物を構成
する元素が原子％でＡｌ％／（Ｆｅ％＋Ｃｒ％＋Ａｌ
％）≦０．７５又はＡｌ％／Ｏ％≦０．５の条件を満足
する表面酸化皮膜が形成されている拡散接合性に優れた
フェライト系ステンレス鋼板。 - 【請求項５】 表面酸化皮膜の厚みが１０００Å以下で
ある請求項１〜４の何れかに記載のフェライト系ステン
レス鋼板。 - 【請求項６】 圧延方向に直交する方向において、表面
の十点平均粗さＲZが１．０μｍ以下である請求項１〜
５の何れかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - 【請求項７】 ７０容量％以上のＨ2を含む還元性ガス
雰囲気の露点をＴDP，焼鈍温度を示す鋼板温度をＴSと
するとき、ＴDP＝−６０〜−４０（℃），ＴS＝７００
〜９５０（℃）及びＴDP（℃）≧０．０３６×Ｔ
S（℃）−９０．６の条件下で焼鈍することを特徴とす
る請求項１〜６の何れかに記載の拡散接合性に優れたフ
ェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 請求項７記載の焼鈍後に冷間圧延する
際、平均表面粗さＲaが０．１０μｍ以下のロールを使
用して冷間圧延の最終パスを実施する拡散接合性に優れ
たフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22265195A JP3487979B2 (ja) | 1995-03-29 | 1995-08-08 | 拡散接合性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-96023 | 1995-03-29 | ||
| JP9602395 | 1995-03-29 | ||
| JP22265195A JP3487979B2 (ja) | 1995-03-29 | 1995-08-08 | 拡散接合性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08325674A JPH08325674A (ja) | 1996-12-10 |
| JP3487979B2 true JP3487979B2 (ja) | 2004-01-19 |
Family
ID=26437238
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22265195A Expired - Fee Related JP3487979B2 (ja) | 1995-03-29 | 1995-08-08 | 拡散接合性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3487979B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4519483B2 (ja) * | 2004-03-01 | 2010-08-04 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐焼き付き性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 |
| JP4519482B2 (ja) * | 2004-03-01 | 2010-08-04 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐焼き付き性に優れた自動車排気系部品用フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 |
| JP5120775B2 (ja) * | 2008-01-28 | 2013-01-16 | 国立大学法人 新潟大学 | 拡散接合を用いた金属ハニカムの製造方法 |
| JP5868241B2 (ja) * | 2012-03-29 | 2016-02-24 | 日新製鋼株式会社 | 拡散接合用フェライト系ステンレス鋼材および拡散接合製品の製造方法 |
| JP5868242B2 (ja) * | 2012-03-29 | 2016-02-24 | 日新製鋼株式会社 | 拡散接合用オーステナイト系ステンレス鋼材および拡散接合製品の製造方法 |
| JP6246478B2 (ja) * | 2013-03-28 | 2017-12-13 | 日新製鋼株式会社 | ステンレス鋼製熱交換器部品およびその製造方法 |
| JP2017054874A (ja) * | 2015-09-08 | 2017-03-16 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 化合物系薄膜太陽電池基板用ステンレス鋼およびその製造方法並びに化合物系薄膜太陽電池 |
| EP3783119A1 (de) * | 2019-08-20 | 2021-02-24 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Stahlflachprodukt mit ausgezeichneter oxidations- und heissgas-korrosionsbeständigkeit sowie verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts |
-
1995
- 1995-08-08 JP JP22265195A patent/JP3487979B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08325674A (ja) | 1996-12-10 |
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