JPH05277380A - 自動車排ガス浄化触媒高耐熱型メタル担体用Fe−Cr−Al系合金箔 - Google Patents
自動車排ガス浄化触媒高耐熱型メタル担体用Fe−Cr−Al系合金箔Info
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Abstract
耐熱型メタル担体としての構造耐久性に優れ、かつ熱間
加工性、熱延板靱性等の製造性にも優れた耐熱ステンレ
ス鋼箔を提供することを目的とする。 【構成】 Fe−Cr−Al合金に、安価なYミッシュ
(Y60%程度、Gd〜Luの重希土を35%程度およ
びLa〜Euの軽希土5%程度から構成される。)を添
加して耐酸化性を確保し、さらにTiとNbを複合添加
することによって該合金の高温耐力を改善する。 【効果】 900℃〜1000℃の排気ガスによる冷熱
耐久試験に耐えられる。加えて製造コストをより低く抑
えることができる。
Description
スの高温化に耐え得る自動車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。さらに詳しくは、耐酸化性、製造性に優れ
るのみならず、高温耐力に優れるため、触媒のハニカム
体に使用した場合その構造上の耐久性を向上させる効果
の大きいFe−Cr−Al系合金箔に関する。
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℃〜100
0℃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,C
e,Pr,Ndからなる群の希土類元素(以下Lnと称
す)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、かつ相互の化学的物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
検討しているが、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
ては全く検討していない。
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
て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℃以上の温度差を生じる時期が
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、従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の混合物)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靱性を調査した結
果、TaあるいはNbを添加することで靱性を著しく改
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靱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靱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靱性向上
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靱性等の製造性に
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、 Y:0.01%超0.5%以下 Al:4.5%以上6.5%以下 Cr:13%以上25%以下 Ti:0.02%以上(0.03+4・C%+24・N
%/7)以下 Nb:(93・C%/12+93・N%/14)超2.
0%以下 C:0.025%以上 N:0.02%以下 C+N:0.03%以下を含み、かつ残部Feおよび不
可避的不純物からなるメタル担体用Fe−Cr−Al系
合金箔であり、あるいは重量%で、 Ym:0.01%超0.5%以下 (ただし、Ymは、Yを60%程度、希土類元素のうち
Gd,Tb,Dy,Ho,Er,Tm,Yb,Luの重
希土を35%程度および希土類元素のうちLa,Ce,
Pr,Nd,Pm,Sm,Euの軽希土を5%程度から
構成される。) Al:4.5%以上6.5%以下 Cr:13%以上25%以下 Ti:0.02%以上(0.03+4・C%+24・N
%/7)以下 Nb:(93・C%/12+93・N%/4)超2.0
%以下 C:0.025%以下 N:0.02%以下 C+N:0.03%以下を含み、かつ残部Feおよび不
可避的不純物からなるメタル担体用Fe−Cr−Al系
合金箔である。
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)Y,Ym Yは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、箔の異常酸化発生までの寿命は、Y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。
素のうち周期率表中のYとLa(原子番号57)以降L
u(原子番号71)までの16元素(La,Ce,P
r,Nd,Pm,Sm,Eu,Gd,Tb,Dy,H
o,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
%程度、重希土(希土類元素のうちGd以下Luまで)
35%程度、軽希土(希土類元素のうちLa〜Eu)5
%程度で構成されるものである。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およびN
d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Fe
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。 (2)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、熱延板の靱性が極
度に低下し製造性が損なわれることに加え、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。 (3)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
靱性が低下するため、その範囲は13%以上25%以下
となる。 (4)Ti,Nb:Ti及びNbは本発明にあっては、
特に箔の高温の耐力を向上させるための最重要な添加元
素である。
向上のためには、先ず箔の高温の耐力向上を図ることが
重要であるが、加えて、長時間加熱された後もなおその
耐力低下が抑制されることも重要である。例えば特公平
02−58340号公報に開示されているように、Ta
あるいはNbの単独添加によって、箔材の高温での耐力
を向上し触媒担体の構造上の耐久性を確保している場合
があるが、TaあるいはNbの添加による高温耐力の向
上は、固溶強化作用による寄与とともにCおよびNと結
合して析出する炭窒化物の析出強化作用によってもたら
されるものである。このため、箔材を高温で長時間使用
した場合、こうした炭窒化物が次第に凝集粗大化し、そ
れに伴って強化作用が低下する場合がある。
bをかなりの量を添加することにより、C,NをTi系
炭窒化物として析出させるため、Nbが炭窒化物をほと
んど形成することなく固溶できると考えられる。このた
め、特に高温側で比較的大きな強化作用が安定的に得ら
れると考えられる。また高温長時間の加熱に対しても金
属組織変化が殆ど起こらないため、この強化作用が経時
的に低下することがほとんどないのである。更に、Ti
は前述したように固溶C,Nを固定するため、熱延板の
靱性を向上させる。
量が決定され、本発明者らの検討結果では、十分な固溶
強化作用を得るためにはTiは0.02%以上、かつN
bは(93・C%/12+93・N%/14)を超える
添加量が必要である。しかしながら、Tiは添加量が過
剰になると10μmを超えるような多数の粗大な角型の
Ti系析出物を形成し、NbはNb系金属間化合物を生
成するため、熱間加工性や熱延板の靱性が低下する。T
i,Nbの添加量はこの点から制限され、上限はそれぞ
れ(0.03+4・C%+24・N%/7)、2.0%
である。尚、Ti,Nbのこのような範囲の添加量で
は、箔の耐酸化性に何ら悪影響を及ぼさない、また、T
iの添加は溶製の際Nbより以前に添加することが望ま
しい。 (5)C,N:C,Nはともに本発明にあっては、熱延
板の靱性を著しく低下させるため低く抑える必要があ
る。また、この悪影響をTiの作用によってさらに抑え
ることが出来るが、Cが0.025%超える場合、また
はNが0.02%を超える場合、もしくはC+Nの合計
量が0.03%を超える場合には靱性を回復させること
が困難になる。
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が上記下限値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形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%以下程度である。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。 (6)Si:Siは耐酸化性を向上させる一方、熱延板
の靱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、靱性の点から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。 (7)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、熱延板の靱性
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、靱性の点から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靱性を低下させ
る作用があるため、本来的な性質として靱性に劣る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。 S:Sは耐酸化性を低下させるため、本発明にあっては
0.003%以下に抑えることが望ましい。
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50
μm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
気中でも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に本発明に関わる耐熱ステンレス鋼および比較材の
化学成分を示す。これらはいずれも20Cr−5Al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TiとNbを複合添加した成
分である。比較材としては、強化元素無添加のもの、T
iを添加したもの等を示す。
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L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。靱性の評価は、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。
び熱延板の靱性に優れ、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時間以上の長寿
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した。 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(カニ
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
び熱延板靱性が良好で箔等の製造性に優れていると共に
耐酸化性及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久が高い
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 (2)
- 【請求項1】 重量%で Y:0.01%超0.5%以下 Al:4.5%以上6.5%以下 Cr:13%以上25%以下 Ti:0.02%以上(0.03+4・C%+24・N
%/7)以下 Nb:(93・C%/12+93・N%/14)超2.
0%以下 C:0.025%以下 N:0.02%以下 C+N:0.03%以下を含み、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ガス浄
化触媒高耐熱型メタル担体用Fe−Cr−Al系合金
箔。 - 【請求項2】 重量%で、 Ym:0.01%超0.5%以下(ただし、Ymは、Y
を60%程度、希土類元素のうちGd,Tb,Dy,H
o,Er,Tm,Yb,Luの重希土を35%程度およ
び希土類元素のうちLa,Ce,Pr,Nd,Pm,S
m,Euの軽希土を5%程度から構成される。) Al:4.5%以上6.5%以下 Cr:13%以上25%以下 Ti:0.02%以上(0.03+4・C%+24・N
%/7)以下 Nb:(93・C%/12+93・N%/4)超2.0
%以下 C:0.025%以下 N:0.02%以下 C+N:0.03%以下 を含み、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ガス浄化触媒高耐熱メタル担体
用Fe−Cr−Al系合金箔。
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KR20190054124A (ko) | 2016-10-17 | 2019-05-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 스테인리스 강판 및 스테인리스박 |
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1992
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