JP4364710B2 - Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高温耐酸化性、高電気抵抗特性に優れたＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔及びその製造方法に関し、排ガス浄化用の触媒を担持するメタル担体、発熱体等に使用される。

内燃機関の排気ガスを浄化する目的で、排気ガス経路に触媒を担持した触媒コンバータが配置される。また、メタノール等の炭化水素化合物を水蒸気改質して水素リッチなガスを生成するメタノール改質装置やＣＯをＣＯ₂に改質して除去するＣＯ除去装置、あるいは、Ｈ₂をＨ₂Ｏに燃焼して除去するＨ₂燃焼装置においても、同様に触媒を担持した担体が用いられる。これらの触媒担体は、ガスが通過する多数のセルを有し、各セルの壁面には触媒がコーティングされ、通過するガスと触媒とが広い接触面積で接触することが可能になっている。

これらの目的で用いられる触媒担体としては、セラミックス触媒担体とメタル触媒担体とがある。メタル触媒担体は、耐熱合金を用いた厚み数十μｍの平箔と波箔を交互に巻き回し、あるいは積層することによって円筒形のメタルハニカム体とし、このメタルハニカム体を円筒形の金属製の外筒に装入してメタル担体とする。このメタル担体のガス通路となるハニカム体のセルの金属箔表面に触媒をしみ込ませた触媒担持層を形成し、触媒担体とする。平箔と波箔とを巻き回し積層したハニカム体の該平箔と波箔との接触部は、ろう付け等の手段によって接合し、ハニカム体を強度のある構造体とする。

排気ガス浄化用の触媒担体を用いるに際し、触媒担体が着火温度以上の温度になると触媒反応が進行する。エンジン開始時においては、触媒担体の温度が低温度であるため、通過する排気ガスの温度によって触媒担体が昇温し、着火温度以上となって初めて触媒反応が開始される。エンジン始動から触媒反応開始までの時間がかかると、この間に排出される排気ガスは、触媒による浄化が行われないままに排出されることになるので、好ましくない。したがって、エンジン始動時の触媒担体温度の昇温速度を上げ、始動直後の浄化性能を向上させることが重要である。

この金属箔の厚みを薄くすれば、ハニカム構造体の熱容量を小さくすることができ、エンジン始動時の昇温速度を向上することが可能になる。ここで、一般的にハニカム構造体を構成する金属箔は、優れた高温での耐酸化性を有するＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金を用いる。高温耐酸化性は、金属箔に含有されるＡｌを消費しながら、生成されるアルミナ系保護皮膜によって確保され、耐酸化性の寿命は含有されるＡｌ量に比例する。このことは、金属箔の薄箔化が進むにしたがって、高温耐酸化性寿命は短くなることを示唆しており、薄箔化された金属箔で優れた高温耐酸化性を得るためには、より高いＡｌ濃度のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔が必要となってくる。

これに対して、高Ａｌを含有するＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板は、Ａｌのα−Ｆｅ結晶への固溶に伴う変形抵抗の増加により、低靭性化の傾向にある。したがって、高Ａｌを含有するＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔の製造では、薄肉化を目的とした熱延、冷延において、靭性低下に伴った破断等のトラブルが生じ易くなり、生産性は著しく低下する。このために、従来から高いＡｌ濃度のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板を容易に圧延可能とする手法が検討されてきた。

Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板において、加工性や、機械特性を向上させる手法として、以下のものが開示されている。

特許文献１においては、製造性に優れた耐酸化性Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金に関するものであり、Ａｌ濃度は４．５以上６．５以下、適量のＰを添加することによってＲＥＭが引き起こす熱間加工性の劣化を改善でき、Ｔｉを添加することによってＣ、Ｎが引き起こす熱延板靭性の低下が改善できると言うものが開示されている。

特許文献２においては、Ａｌ濃度が１〜７ｗｔ％含有するＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系急冷薄帯であり、凝固組織の７０％以上が柱状晶であると優れた靭性が得られ、冷間加工を行っても脆化による破断の恐れが無いというものが開示されている。

特許文献３には、Ａｌが１〜１０ｗｔ％含有するＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金に関するものであり、Ｂの微量添加により高温での耐脆化性が向上され、Ｚｒ、Ｌａの複合添加によって優れた高温耐酸化性が得られるものが開示されている。高Ａｌ系合金箔の製造方法として、Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金の表面にＡｌを付着させ、不活性あるいは還元性雰囲気内で加熱して、Ａｌを素地中に拡散させて上記の合金を得ると記載されている。

特許文献４には、Ａｌが４〜１０ｗｔ％含有するＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金に関するものであり、Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金の表面にＡｌ−Ｓｉを蒸着めっきし、約８００℃でアニールして、表面Ａｌ濃度が高く（〜１０ｗｔ％）、内部Ａｌ濃度が低い（３ｗｔ％以上）ことを特徴とするものが開示されている。

これらの従来技術は、添加元素によって高Ａｌ成分系合金の熱延性や熱延板靭性を向上させたり、鋳造組織を制御することによって冷延加工性を向上させたり、Ａｌを表面に付着させたＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板をアニールして高Ａｌ化させることによって高温耐酸化性を向上させるものであった。しかしながら、これらの手法単独、もしくは、複数を組み合わせたとしても、高いＡｌ濃度のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板を圧延する際に生じる破断等のトラブルは十分に解決できなかった。

特公平６−８４８６号公報 特開平１−４４５８号公報 特許３２００１６０号公報 特表２０００−５０９２１５号公報

Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔は、Ａｌ含有量が高くなるほど優れた高温耐酸化性、高電気抵抗特性を有するため、この成分系で容易に製造可能となる幾つかの手法が試みられている。低Ａｌ含有の熱延・冷延板を製造し、表面にＡｌを付着させて、アニールによるＡｌ拡散で高Ａｌ化させる手法は、その中でも有力な手法である。しかしながら、アニールによって高Ａｌ化させた金属板は、さらに冷間圧延によって数十μｍの厚みまで薄箔化する必要があり、高Ａｌ化に伴う靭性の低下により、圧延途中に金属板の破断が生じ易い。

本発明は、アニールによって高Ａｌ化させた金属板における冷間圧延性を改善できる製造方法を提供するものであり、また、優れた諸特性を有する高Ａｌ含有のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔を容易かつ効率的に提供可能にすることを目的とする。

本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
（１） 厚さ５μｍ以上１００μｍ以下のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔であって、平均Ｃｒ濃度が１０質量％以上２５質量％以下であり、該金属箔の端から１０ｍｍの位置から金属箔の中央までの中央部における平均Ａｌ濃度が５質量％以上１２質量％以下であり、該金属箔の端から１０ｍｍまでの端部の平均Ａｌ濃度が中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低いことを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔。
（２） 前記金属箔における中央部の平均Ａｌ濃度と端部の平均Ａｌ濃度の差が０．１質量％以上である（１）記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔。
（３） （１）又は（２）に記載の金属箔において、中央部に比べて０．５質量％以上Ａｌ濃度が低い最端部分を切断してなるＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔。
（４） Ｆｅ−Ｃｒ系又はＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属原板の表面にＡｌ又はＡｌ合金を付着させた後、熱処理をしてＡｌを金属原板中に拡散させて金属板を得た後、該金属板を圧延してＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔を製造する方法であって、平均Ｃｒ濃度が１０質量％以上２５質量％以下であり、前記金属板の端から１０ｍｍの位置から金属板の中央までの中央部における平均Ａｌ濃度が５質量％以上１２質量％以下であり、前記金属板の端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ濃度が中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低い金属板を圧延して、厚さ５μｍ以上１００μｍ以下の金属箔とすることを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔の製造方法。
（５） 前記金属原板の表面にＡｌ又はＡｌ合金を付着させるに当たり、前記金属板の端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ濃度が、前記金属板の端から１０ｍｍの位置から金属板の中央までの中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低くなるように制御する（４）に記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔の製造方法。
（６） 前記制御手段が、端部のＡｌ又はＡｌ合金付着量を中央部の付着量より少なくする（５）記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔の製造方法。
（７） 前記制御手段が、端部に付着させるＡｌ合金のＡｌ含有量を中央部に付着させるＡｌ合金のＡｌ含有量より低くする（５）記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔の製造方法。
（８） 平均Ｃｒ濃度が１０質量％以上２５質量％以下であり、Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板の端から１０ｍｍの位置から金属板の中央までの中央部の平均Ａｌ濃度が５質量％以上１２質量％以下であり、端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ濃度が中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低いことを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板。
（９） 前記金属板における中央部平均Ａｌ濃度と端部平均Ａｌ濃度の差が０．１質量％以上である（８）記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板。
（１０） 表面にＡｌ又はＡｌ合金層を有するＦｅ−Ｃｒ系又はＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系複層合金板であって、平均Ｃｒ濃度が１０質量％以上２５質量％以下であり、該複層金属板の端から１０ｍｍの位置から該複層金属板の中央までの中央部における平均Ａｌ付着量より、該複層金属板の端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ付着量が少ないことを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系複層金属板。

本発明のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔及びその製造方法は、金属原板面内におけるＡｌの付着量の分布、及び、アニール後の金属板面内におけるＡｌ濃度分布を制御することによって、高Ａｌ濃度の金属板の圧延を容易にし、厚み数十μｍの金属箔の効率的な製造を可能にするものである。これにより、極めて優れた高温耐酸化性、高電気抵抗特性を有するＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔を提供できるようになる。

低Ａｌ濃度のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属原板にＡｌを付着させて複層金属板を製造し、アニールによってＡｌを鋼中に拡散させると、比較的容易に高Ａｌ濃度の金属板が得られる。本発明者らは、複層金属板面内におけるＡｌの付着量の分布、又は、アニール後の金属板面内におけるＡｌ濃度分布を制御することによって、高Ａｌ濃度の金属板が容易に圧延可能となり、最終製品である厚み数十μｍの金属箔への圧延加工が効率的に行われることを見出した。以下に、その詳細について説明する。

出発原料としては、Ｆｅ−Ｃｒ系、もしくは、Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属原板を用いる。この金属原板の製造は、主に溶製、及び、熱間・冷間圧延の方法で行う。ここで、金属原板におけるＡｌ濃度は６質量％以下が望ましい。６質量％を超えると、製造工程中の熱延工程で割れ等が生じ易くなり、製造が困難になるからである。

本発明の特徴は、アニールによってＡｌが拡散された金属板におけるＡｌ濃度分布が、金属板の端から１０ｍｍの位置から金属板の中央までの中央部における平均Ａｌ濃度が５質量％以上１２質量％以下であり、前記金属板の端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ濃度が中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低くなるように制御することであり、この条件を満たした金属板は、圧延によって厚さ５μｍ以上１００μｍ以下の金属箔に容易に加工できるようになる。

中央部の平均Ａｌ濃度が５質量％未満の場合には、圧延して得られる金属箔において高Ａｌ化で期待される高温耐酸化性等の諸特性の向上が十分ではない。したがって、中央部の平均Ａｌ濃度は５質量％以上とした。中央部の平均Ａｌ濃度が１２質量％超の場合には、端部の平均Ａｌ濃度が低くても、金属板を圧延する際に中央部から破断し、本発明の効果が得られない。したがって、中央部の平均Ａｌ濃度は１２質量％以下とした。

本発明の主旨であるＡｌ濃度分布については、アニールして得られる金属板において端部の平均Ａｌ濃度が中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低いと、金属板の圧延性は極めて良好となり、１パス当たり１０〜４０％程度の圧下率で圧延しても、破断等のトラブルが発生することなく、効率的な圧延が可能となる。従来のＡｌが均一の金属板において圧延中に破断した部位を詳細に調べたところ、破断の起点が金属板の幅方向の両端部付近に集中していることを発見した。端部では圧延時に周りの拘束力が少ないために、局所的な変形が進み易く、亀裂起点が発生し易くなるのに加えて、高Ａｌ濃度特有の靭性の低下によって亀裂が容易に進展するようになるため、幅方向の両端部付近が破断の起点の部位となると考えた。また、通常の圧延で起こり得る圧延中の金属板の僅かな蛇行は、金属板の端部に応力を集中させ、高Ａｌ含有の金属板の端部で亀裂起点が発生し易くなる要因として挙げられる。

そこで、本発明者らは、金属板の端部のＡｌ濃度を中央部に比べて低くすることによって、端部の靭性を他の部分の靭性よりも高めて、金属板端部における圧延中の破壊を抑制することを着想し、さらに、これらの発想を実際の製造へ適用して、圧延中の破断の抑制が実現できることを確認し、その効果を実現し得る最適な条件を求めるに至ったのである。

端部と中央部の境界は、金属板の端から１０ｍｍの位置とした。この境界を、端から１０ｍｍを超える位置にすると、本発明の効果が得られる端部と中央部の平均Ａｌ濃度の差が小さくなり過ぎ、製造時の平均Ａｌ濃度の制御が困難となる。また、１０ｍｍ未満の位置にすると、端部が狭くなり過ぎ、平均Ａｌ濃度の測定が困難となる。したがって、端部と中央部の境界は、金属板の端から１０ｍｍの位置とした。本発明の複層金属板、及び、金属箔においても、端部と中央部の境界位置に関しては同様な理由で限定した。

ここで、金属板における中央部と端部の平均Ａｌ濃度の差が０．１質量％以上になると、さらに好ましい結果が得られた。０質量％超０．１質量％未満であると、圧延中の破断を完全に無くすことが困難であるが、０．１質量％以上であると、破断は発生しなくなった。この点で、中央部に比べて端部の平均Ａｌ濃度は０．１質量％以上低いことが望ましい。

次に、本発明のＡｌ濃度分布を実現する手法について説明する。

まず、出発材料である金属原板へＡｌ又はＡｌ合金を付着させる際に制御する方法がその一つであり、その中でも、端部の付着量が中央部の付着量に比べて少なくする方法が、最も容易で効率的に実施できる。以下に、その具体的方法について説明する。

金属原板にＡｌ又はＡｌ合金を付着させる方法としては、溶融めっき法、Ａｌペンキ塗布法、ドライプロセス法、溶射法、クラッド等が適当である。例えば、金属原板表面にマスキングを施してＡｌを付着させない方法や、均一にＡｌを付着させた後に機械研磨や化学研磨でＡｌを削り落とす方法によって、端部の付着量が中央部に比べて少なくなるように制御できる。さらに、本発明を実施するためのプロセス特有の方法を以下に説明する。

溶融めっき法では、溶融させたＡｌ、もしくは、Ａｌ合金めっき浴中に、金属原板を通板させて、表面にＡｌを付着させる。Ａｌ付着量は、一定流量の不活性ガスを噴射ノズルから凝固前のＡｌ皮膜に吹き付けて均一化しており、Ａｌ付着量は、吹き付ける不活性ガスの流量でコントロールできる。そこで、幅方向の端部付近に、その他領域に比べてより高い流量の不活性ガスを吹き付けることによって、端部の付着量を中央部に比べて少なくすることが可能である。

Ａｌペンキ法は、Ａｌ粉末を樹脂等と混練したＡｌペンキを金属原板に塗布して、Ａｌ皮膜を金属原板表面に形成させる方法である。ロールコータやドクターブレード等の装置を用いて、金属原板表面に均一にＡｌ皮膜を形成できる。局所的にＡｌ付着量を少なくする方法として、薄くしたい部分のロールやブレードと金属原板の隙間を狭くして、Ａｌ付着量を減少させることが可能である。

ドライコーティング法では、蒸着源と金属原板の距離を他の部分に比べて大きくとることによって、蒸着速度を局所的に遅くでき、薄いＡｌ皮膜の形成が可能となる。

クラッド法は、金属原板とＡｌ板を重ね合わせて圧延する方法である。端部の厚みが中央に比べて薄くなっているＡｌ板を使用すれば、本発明の形態を容易に実現可能である。

ここで、付着量によってＡｌ濃度分布を制御するばかりでなく、Ａｌ含有量を変えたＡｌ合金を利用することによって、本発明の効果を得ることが可能である。即ち、端部には中央部に比べてＡｌ含有量の低いＡｌ合金を付着させることがそれであり、これも本発明の範囲に含まれる。

以上示した各方法によって製造した複層金属板は、複層金属板の端から１０ｍｍの位置から中央までの中央部における平均Ａｌ付着量より、端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ付着量が少なくなるように制御されていれば、本発明の複層金属板に含まれる。ここで、複層金属板を圧延によって薄肉化させた場合にも本発明の効果は得られるため、その圧延を含む方法、及び、圧延板も本発明の範囲に含まれる。

アニールを施して表面に付着させたＡｌを金属原板へ拡散させ、金属板を得る条件としては、次の製造条件が望ましい。アニールの温度範囲は６００℃〜１４００℃であり、不活性ガス中や真空中で実施する。不活性ガスとしては、アルゴン、水素が挙げられ、窒素ガスはＡｌが窒化する原因となるので好ましくない。この条件で本発明の複層金属板をアニールすれば、得られる金属板は、金属板の端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ濃度が金属板の端から１０ｍｍの位置から中央までの中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低いと言う本発明の形態を実現できる。なお、Ａｌが均一に付着した複層金属板でも、アニールしている間に、複層金属板の端部付近に酸素が触れるように工夫し、その結果、端部のＡｌが酸化されて端部の平均Ａｌ濃度が中央部に比べて低くなった金属板も本発明の金属板に含まれる。

なお、端部付近以外の位置に、長さ方向に沿ってＡｌ付着量又はＡｌ濃度の少ない領域を複数存在させて製造し、アニール前、もしくは、アニール後に、Ａｌ含有量の低い領域に沿ってシャーリングによる条切りを行うことによって、本発明の複層金属板、及び、金属板を製造することも可能である。

本発明の金属板は、例えば、多段式のゼンジミヤ冷間圧延機によって圧延され、金属箔に加工される。その結果、得られる金属箔は、金属箔の端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ濃度が金属箔の端から１０ｍｍの位置から中央までの中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低いと言う本発明の形態が実現される。

ここで、圧延後の金属箔において本発明の形態をとることによって、その後の洗浄、曲げ等の加工工程で破断を起し難いとの新たな効果を得られることが明らかになった。後工程では、金属箔の長手方向に張力を付与させることが多く、従来の金属箔であると頻繁に破断が発生した。これに対して、本発明の金属箔は破断を起し難く、金属箔を利用した応用製品の製造性が格段に向上した。この効果が顕著に現われるのは、端部の平均Ａｌ濃度と中央部の平均Ａｌ濃度の差は０．１質量％以上の場合である。

なお、圧延後に諸特性を確保するために必要なＡｌ濃度に満たない最端部分のみ切り取って、その後の応用製品に用いることも可能である。ここで、諸特性とは、高温耐酸化性や高電気抵抗特性等であり、中央部に比べて０．５質量％以上Ａｌ濃度が低い最端部分は取り除くのが望ましい。

本発明の金属箔の厚さは、５μｍ以上１００μｍ以下である。厚さが５μｍ未満であると、金属箔に穴が開く等、形状を保持できなくなることから、５μｍ以上とした。また、１００μｍ超の厚さで本発明の金属箔を利用することが少ないため、本発明では、金属箔の厚さは１００μｍ以下とした。

本発明に用いる金属板、及び、金属箔の平均Ｃｒ濃度は、１０質量％以上２５質量％以下の範囲が望ましい。１０質量％未満であると、高温耐酸化性が十分に確保されず、一方、２５質量％を超えると、冷間圧延性が著しく低下するので、その範囲は１０質量％以上２５質量％以下とした。その他、優れた高温耐酸化性を確保するために、幾つかの金属元素を微量に添加でき、その元素としては、例えば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｙを含む希土類金属元素、Ｍｇ、Ｃａ等が挙げられる。また、残部はＦｅに加えて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ等の不可避不純物を含んでいる。ここで、高温耐酸化性を確保させるための添加元素は、金属原板に付着させるＡｌの中に含有させて、アニールによって金属原板に添加させることもできる。

（実施例１）
出発原料の金属原板は、溶製、熱延、冷延のプロセスで製造し、成分は、質量％で、２０％Ｃｒ−５．０％Ａｌ−０．０６％Ｔｉ−０．１％ＲＥＭ−ｂａｌ．Ｆｅであり、金属原板の寸法は、厚さ０．３８ｍｍ×幅１０５０ｍｍであった。溶融Ａｌめっき法を用いて、出発原料の表面にＡｌを付着させて、複層金属板を製造した。溶融Ａｌめっきでは、６６０℃に溶融させた９０質量％Ａｌ−１０質量％Ｓｉめっき浴中へ出発原料を通板させ、めっき浴から出た直後の凝固前のＡｌ付着物に、噴射ノズルからＮ₂ガスを吹き付けて、Ａｌ付着量を制御した。この際、金属原板の幅方向において、吹き付けるＮ₂ガスの流量を変えて、幅方向でＡｌ付着量を変えた。具体的には、金属原板の両端部付近に吹き付けるＮ₂ガス流量を多くして、それ以外の中央部付近のＡｌ付着量に比べて、両端部のＡｌ付着量が少なくなるように制御した。

ここで、複層金属板の端から１０ｍｍの位置から中央までの中央部のＡｌ付着量と、端から１０ｍｍまでの端部のＡｌ付着量を、表１にまとめた。ここで、Ａｌ付着量は、めっき浴に含有するＳｉを含んだ単位面積（ｍ²）当たりの質量であり、両面に付着した合計値である。

表１に示した各複層金属板に、水素１００％雰囲気中で１２００℃×２時間のアニールを施して、鋼中にＡｌを拡散させ、金属板を製造した。金属板の端から１０ｍｍの位置から中央までの中央部のＡｌ付着量と、端から１０ｍｍまでの端部のＡｌ付着量を、表２にまとめた。

金属板の冷間圧延は、ゼンジミヤ式圧延機を用いて行い、圧下率が１パス当たり１０％〜４０％程度の条件で、２０μｍの厚みまで圧延を試みた。圧延性の評価は、圧延中破断を頻発した場合には×印、まれに破断を起した場合には△印、破断を起さなかった場合には○印とした。

Ｎｏ．１の比較例の金属板は、表１、２において下線を記した部分で、本発明の範囲を外れている。Ｎｏ．１の金属板を１パス当たり１０〜４０％程度の圧下率で圧延しようとすると、破断を頻発した。１パス当たり数％程度の圧下率では、かろうじて圧延できたが、極めて多くのパス回数が必要となり、効率的な圧延が実施できなかった。破断は、端部付近を亀裂の起点とするものであった。Ｎｏ．２の本発明例の金属板については、破断の回数はＮｏ．１に比べてかなり減少した。Ｎｏ．３〜５の発明例の金属板では、１パス当たり１０〜４０％程度の圧下率で圧延しても、破断は全く起こらなかった。

得られた金属箔を圧延後に各種の工程へ通し、加工商品への製造を試みた。この際、Ｎｏ．１の比較例の金属箔では、ことごとく破断を繰り返し、加工商品の製造は不可能であった。これに対して、Ｎｏ．２〜５の本発明例の金属箔では破断は起こらず、効率的な加工商品の製造が可能であった。

以上示したように、本発明が効率的な圧延、加工に効果を有することを確認できた。

（実施例２）
出発原料の金属原板は、溶製、熱延、冷延のプロセスで製造し、成分は、質量％で、２０％Ｃｒ−５．８％Ａｌ−０．０４％Ｚｒ−０．０７％Ｌａ−ｂａｌ．Ｆｅであり、金属原板の寸法は、厚み１．０ｍｍ×幅１５００ｍｍであった。溶射法を用いて、出発原料の表面にＡｌを付着させて、複層金属板を製造した。この際、金属原板の両端部付近にはマスキングを施して、Ａｌが付着しないように溶射を行い、Ａｌが付着する領域を変えた複層金属板を製造した。表３には、各複層金属板において、端から１０ｍｍの位置から中央までの中央部の平均Ａｌ付着量と、端から１０ｍｍまでの端部の平均Ａｌ付着量を測定した結果を示す。

表３に示した各複層金属板に、水素１００％雰囲気中で１３００℃×５時間のアニールを施して、鋼中にＡｌを拡散させ、金属板を製造した。表４には各金属板において、端から１０ｍｍの位置から中央までの中央部の平均Ａｌ濃度と、端から１０ｍｍまでの端部の平均Ａｌ濃度を測定した結果を示す。

金属板の冷間圧延は、ゼンジミヤ式圧延機を用いて行い、圧下率が１パス当たり１０％〜４０％程度の条件で、２０μｍの厚みまで圧延を試みた。圧延性の評価は、圧延中破断を頻発した場合には×印、まれに破断を起した場合には△印、破断を起さなかった場合には○印とした。

Ｎｏ．６、１０の比較例の複層金属板と金属板は、表３と表４において、下線を記した部分で、本発明の範囲を外れていた。この２つの金属板を１パス当たり１０〜４０％程度の圧下率で圧延しようとすると、破断を頻発した。１パス当たり数％程度の圧下率では、かろうじて圧延できたが、極めて多くのパス回数が必要となり、効率的な圧延が実施できなかった。Ｎｏ．７の本発明の金属板を同様な圧延を施したところ、数回破断したが、比較例に比べると格段に効率的な圧延が可能であった。Ｎｏ．７〜９、１１の本発明の金属板については、１パス当たり１０〜４０％程度の圧下率で圧延しても破断は全く起こらず、本発明の効果が確認できた。ここで、Ｎｏ．９、１１の本発明の金属板については、端部付近の低Ａｌ濃度の部分については高温耐酸化性が低いため、金属箔に加工後、低Ａｌ濃度の部分を切除して使用した。

得られた金属箔を圧延後に各種の工程へ通し、加工商品への製造を試みた。この際、Ｎｏ．６、１０の比較例の金属箔では、ことごとく破断を繰り返し加工商品の製造は不可能であった。これに対して、Ｎｏ．７〜９、１１の本発明例の金属箔では、破断は起こらず、効率的な加工商品の製造が可能であった。

以上示したように、本発明が効率的な圧延、加工に効果を有することを明らかにできた。

Claims (10)

1. 厚さ５μｍ以上１００μｍ以下のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔であって、平均Ｃｒ濃度が１０質量％以上２５質量％以下であり、該金属箔の端から１０ｍｍの位置から金属箔の中央までの中央部における平均Ａｌ濃度が５質量％以上１２質量％以下であり、該金属箔の端から１０ｍｍまでの端部の平均Ａｌ濃度が中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低いことを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔。
2. 前記金属箔における中央部の平均Ａｌ濃度と端部の平均Ａｌ濃度の差が０．１質量％以上である請求項１記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔。
3. 請求項１又は２に記載の金属箔において、中央部に比べて０．５質量％以上Ａｌ濃度が低い最端部分を切断してなるＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔。
4. Ｆｅ−Ｃｒ系又はＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属原板の表面にＡｌ又はＡｌ合金を付着させた後、熱処理をしてＡｌを金属原板中に拡散させて金属板を得た後、該金属板を圧延してＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔を製造する方法であって、平均Ｃｒ濃度が１０質量％以上２５質量％以下であり、前記金属板の端から１０ｍｍの位置から金属板の中央までの中央部における平均Ａｌ濃度が５質量％以上１２質量％以下であり、前記金属板の端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ濃度が中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低い金属板を圧延して、厚さ５μｍ以上１００μｍ以下の金属箔とすることを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔の製造方法。
5. 前記金属原板の表面にＡｌ又はＡｌ合金を付着させるに当たり、前記金属板の端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ濃度が、前記金属板の端から１０ｍｍの位置から金属板の中央までの中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低くなるように制御する請求項４に記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔の製造方法。
6. 前記制御手段が、端部のＡｌ又はＡｌ合金付着量を中央部の付着量より少なくする請求項５記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔の製造方法。
7. 前記制御手段が、端部に付着させるＡｌ合金のＡｌ含有量を中央部に付着させるＡｌ合金のＡｌ含有量より低くする請求項５記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属箔の製造方法。
8. 平均Ｃｒ濃度が１０質量％以上２５質量％以下であり、Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板の端から１０ｍｍの位置から金属板の中央までの中央部の平均Ａｌ濃度が５質量％以上１２質量％以下であり、端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ濃度が中央部の平均Ａｌ濃度に比べて低いことを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板。
9. 前記金属板における中央部平均Ａｌ濃度と端部平均Ａｌ濃度の差が０．１質量％以上である請求項８記載のＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系金属板。
10. 表面にＡｌ又はＡｌ合金層を有するＦｅ−Ｃｒ系又はＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系複層合金板であって、平均Ｃｒ濃度が１０質量％以上２５質量％以下であり、該複層金属板の端から１０ｍｍの位置から該複層金属板の中央までの中央部における平均Ａｌ付着量より、該複層金属板の端から１０ｍｍの位置までの端部の平均Ａｌ付着量が少ないことを特徴とするＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系複層金属板。