JPH06108268A - フェライト系ステンレス鋼箔およびその製造法 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼箔およびその製造法Info
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- JPH06108268A JPH06108268A JP26181892A JP26181892A JPH06108268A JP H06108268 A JPH06108268 A JP H06108268A JP 26181892 A JP26181892 A JP 26181892A JP 26181892 A JP26181892 A JP 26181892A JP H06108268 A JPH06108268 A JP H06108268A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Fe−Cr−Al系熱延鋼帯の耐熱性を改善すべく
Ｙ添加を行う際にみられる靱性劣化を改善すること。 【構成】 Ｃ:0.02 ％以下、Ｎ:0.02 ％以下、ただしC
(%)＋N(%):0.03 ％以下、Cr:9.0〜35.0％、Al:3.0〜8.0
％から成るFe−Cr−Al系合金に、Ｙ:0.01 〜0.1 ％お
よびTi:0.01 〜0.1 ％を配合する。 【効果】 ＹとTiの複合添加の相乗作用によって耐熱性
と靱性が改善され、温水浸漬による温間加工次いで冷間
加工で鋼箔の製造が可能となる。
Ｙ添加を行う際にみられる靱性劣化を改善すること。 【構成】 Ｃ:0.02 ％以下、Ｎ:0.02 ％以下、ただしC
(%)＋N(%):0.03 ％以下、Cr:9.0〜35.0％、Al:3.0〜8.0
％から成るFe−Cr−Al系合金に、Ｙ:0.01 〜0.1 ％お
よびTi:0.01 〜0.1 ％を配合する。 【効果】 ＹとTiの複合添加の相乗作用によって耐熱性
と靱性が改善され、温水浸漬による温間加工次いで冷間
加工で鋼箔の製造が可能となる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐酸化性に優れたフェ
ライト系ステンレス鋼箔およびその製造法に関するもの
である。
ライト系ステンレス鋼箔およびその製造法に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】近年、耐熱材料としてFe−Cr−Al系合金
が注目されており、ストーブ部品、自動車用排ガス部品
等に使用されているが、特に自動車用排ガス浄化装置に
用いられる触媒担体材料として、従来のセラミックスに
代わって、耐衝撃性の優れたステンレス鋼箔が用いられ
るようになってきており、使用環境の過酷化にともなっ
てより一層の耐熱性が要求されるようになってきてい
る。
が注目されており、ストーブ部品、自動車用排ガス部品
等に使用されているが、特に自動車用排ガス浄化装置に
用いられる触媒担体材料として、従来のセラミックスに
代わって、耐衝撃性の優れたステンレス鋼箔が用いられ
るようになってきており、使用環境の過酷化にともなっ
てより一層の耐熱性が要求されるようになってきてい
る。
【０００３】ところで、Fe−Cr−Al系合金にＹを添加す
ると、耐熱性が大幅に向上することは知られているが、
一方、Ｙを添加した熱延鋼帯は靱性が著しく劣化し、コ
イル展開あるいはさらに冷間圧延を行う場合、割れや破
断が生じ、トラブルの原因となることも知られている。
ると、耐熱性が大幅に向上することは知られているが、
一方、Ｙを添加した熱延鋼帯は靱性が著しく劣化し、コ
イル展開あるいはさらに冷間圧延を行う場合、割れや破
断が生じ、トラブルの原因となることも知られている。
【０００４】このような脆化現象を防止するための従来
技術としては、例えば特開昭60−228616号公報のように
Ｃ、Ｎを低減し、熱間圧延後に10℃/sec以上の冷却速度
で急冷して450 ℃以下の低温で巻取る方法がある。しか
し、Ｙを添加したFe−Cr−Al系合金では、この方法によ
っても今日求められている程度には十分に靱性が改善さ
れず、そのため現状では 100〜400 ℃に加熱後、温間加
工を経て使用に供しているため、作業能率の低下、歩留
低減による製造コストの上昇はさけられない。
技術としては、例えば特開昭60−228616号公報のように
Ｃ、Ｎを低減し、熱間圧延後に10℃/sec以上の冷却速度
で急冷して450 ℃以下の低温で巻取る方法がある。しか
し、Ｙを添加したFe−Cr−Al系合金では、この方法によ
っても今日求められている程度には十分に靱性が改善さ
れず、そのため現状では 100〜400 ℃に加熱後、温間加
工を経て使用に供しているため、作業能率の低下、歩留
低減による製造コストの上昇はさけられない。
【０００５】また、同合金を自動車用排ガス浄化装置に
用いる場合、50μm あるいはそれ以下の厚さの極薄箔に
圧延したものをハニカム状に組み立てて使用される。従
来のセラミックス製と比較して板厚が薄いので、ハニカ
ム断面積減少により排気抵抗が低減し、エンジン性能の
向上が期待できる。さらに、触媒による排ガス浄化の
際、触媒の温度がある一定値以上である必要があり、エ
ンジン始動時からある一定時間は排ガスは浄化されない
が、板厚を薄肉化するとそれだけハニカムの熱容量が減
少するので、この時間を短縮することができる。一方、
箔の耐酸化性は箔の厚さに大きく依存し、薄くなるほど
耐酸化性は急激に低下する。これは、箔中のAl含有率と
関係があり、Alの絶対量を増やせば箔の耐酸化性は向上
する。しかし、Al含有率を増やすと、製造性、加工性が
悪化し、経済的な大量生産が困難となるため、Al含有量
増加には限界があった。
用いる場合、50μm あるいはそれ以下の厚さの極薄箔に
圧延したものをハニカム状に組み立てて使用される。従
来のセラミックス製と比較して板厚が薄いので、ハニカ
ム断面積減少により排気抵抗が低減し、エンジン性能の
向上が期待できる。さらに、触媒による排ガス浄化の
際、触媒の温度がある一定値以上である必要があり、エ
ンジン始動時からある一定時間は排ガスは浄化されない
が、板厚を薄肉化するとそれだけハニカムの熱容量が減
少するので、この時間を短縮することができる。一方、
箔の耐酸化性は箔の厚さに大きく依存し、薄くなるほど
耐酸化性は急激に低下する。これは、箔中のAl含有率と
関係があり、Alの絶対量を増やせば箔の耐酸化性は向上
する。しかし、Al含有率を増やすと、製造性、加工性が
悪化し、経済的な大量生産が困難となるため、Al含有量
増加には限界があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｙを添加し
てFe−Cr−Al系熱延鋼帯の靱性を一層改善することで、
冷間加工を可能とし、製造歩留を向上させ、作業性を改
善し、さらに製品の加工性を向上させたうえに、極薄箔
とした場合の耐酸化性をより一層向上させることを目的
としたものである。
てFe−Cr−Al系熱延鋼帯の靱性を一層改善することで、
冷間加工を可能とし、製造歩留を向上させ、作業性を改
善し、さらに製品の加工性を向上させたうえに、極薄箔
とした場合の耐酸化性をより一層向上させることを目的
としたものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的のた
めに製造工程およびその条件を検討した結果、完成した
ものであり、その要旨は下記のとおりである。
めに製造工程およびその条件を検討した結果、完成した
ものであり、その要旨は下記のとおりである。
【０００８】重量％にて、Ｃ:0.020％以下、Si:1.0％未
満、Mn:1.0％未満、Ｎ:0.020％以下、ただし、C(%)＋N
(%):0.030％以下、Cr:9.0〜35.0％、Al:3.0〜8.0 ％、
Ｙ:0.010〜0.10％、Ti:0.010〜0.10％さらに、必要によ
り、Mo:0.5〜５％、Si:1.0〜５％およびMn:1.0〜２％の
うちの１種以上、残部: Feおよび不純物から成る成分組
成を有する高純度フェライト系ステンレス鋼の箔の両面
にそれぞれ0.2 μm 以上4 μm 以下の厚さでAl蒸着層を
設けたことを特徴とする耐酸化性の優れたフェライト系
ステンレス鋼箔である。
満、Mn:1.0％未満、Ｎ:0.020％以下、ただし、C(%)＋N
(%):0.030％以下、Cr:9.0〜35.0％、Al:3.0〜8.0 ％、
Ｙ:0.010〜0.10％、Ti:0.010〜0.10％さらに、必要によ
り、Mo:0.5〜５％、Si:1.0〜５％およびMn:1.0〜２％の
うちの１種以上、残部: Feおよび不純物から成る成分組
成を有する高純度フェライト系ステンレス鋼の箔の両面
にそれぞれ0.2 μm 以上4 μm 以下の厚さでAl蒸着層を
設けたことを特徴とする耐酸化性の優れたフェライト系
ステンレス鋼箔である。
【０００９】また別の面からは、本発明は前記成分組成
の鋼を熱間圧延した後、直ちに20℃/sec以上の冷却速度
で急冷し、400 ℃以下の温度で巻き取り、得られた熱延
鋼帯を冷間圧延して、50μm またはそれ以下の厚さとし
た極薄箔の両面に、それぞれ0.2 μm 以上４μm 以下の
厚さでAl蒸着層を設けたことを特徴とする耐酸化性に優
れたフェライト系ステンレス鋼箔製造方法である。
の鋼を熱間圧延した後、直ちに20℃/sec以上の冷却速度
で急冷し、400 ℃以下の温度で巻き取り、得られた熱延
鋼帯を冷間圧延して、50μm またはそれ以下の厚さとし
た極薄箔の両面に、それぞれ0.2 μm 以上４μm 以下の
厚さでAl蒸着層を設けたことを特徴とする耐酸化性に優
れたフェライト系ステンレス鋼箔製造方法である。
【００１０】
【作用】本発明の方法において、鋼の組成成分量、およ
び熱間圧延後の冷却・巻取り条件および箔へのAl蒸着厚
を前記の如くに限定した理由を以下に説明する。なお、
本明細書において特にことわりがない限り、「％」は
「重量％」である。
び熱間圧延後の冷却・巻取り条件および箔へのAl蒸着厚
を前記の如くに限定した理由を以下に説明する。なお、
本明細書において特にことわりがない限り、「％」は
「重量％」である。
【００１１】Ｃ、Ｎ:Ｃ、Ｎはそれぞれが0.020 ％を超
えて存在する場合、もしくは (Ｃ＋Ｎ) が0.030 ％を超
える場合は、熱延鋼帯の靱性を著しく低下させる。従っ
て、Ｃ、Ｎはそれぞれ0.020 ％以下でかつＣ＋Ｎの総量
を0.030 ％以下とした。好ましくはＣ:0.010％以下、
Ｎ:0.010％以下である。
えて存在する場合、もしくは (Ｃ＋Ｎ) が0.030 ％を超
える場合は、熱延鋼帯の靱性を著しく低下させる。従っ
て、Ｃ、Ｎはそれぞれ0.020 ％以下でかつＣ＋Ｎの総量
を0.030 ％以下とした。好ましくはＣ:0.010％以下、
Ｎ:0.010％以下である。
【００１２】Cr:Crはステンレス鋼の耐酸化性および耐
食性を確保する最も基本的な元素である。本発明におい
ては、9.0 ％未満ではこれらの特性が十分に確保され
ず、35.0％を超えると熱延鋼帯の靱性および冷間での加
工性 (延性) が著しく低下する。従って、本発明におい
て、Crの成分範囲は9.0 〜35.0％とした。好ましくは、
18〜25％である。
食性を確保する最も基本的な元素である。本発明におい
ては、9.0 ％未満ではこれらの特性が十分に確保され
ず、35.0％を超えると熱延鋼帯の靱性および冷間での加
工性 (延性) が著しく低下する。従って、本発明におい
て、Crの成分範囲は9.0 〜35.0％とした。好ましくは、
18〜25％である。
【００１３】Al:Alはフェライト系ステンレス鋼の耐酸
化性を向上させる元素である。本発明においては、3.0
％未満では耐酸化性は十分でなく、また8.0 ％を超えて
含有すると、熱延鋼帯での靱性および冷間での加工性を
著しく低下させる。従って、Alの成分範囲は3.0 〜8.0
％とした。好ましくは、 3.0〜6.0 ％である。
化性を向上させる元素である。本発明においては、3.0
％未満では耐酸化性は十分でなく、また8.0 ％を超えて
含有すると、熱延鋼帯での靱性および冷間での加工性を
著しく低下させる。従って、Alの成分範囲は3.0 〜8.0
％とした。好ましくは、 3.0〜6.0 ％である。
【００１４】Ｙ:Ｙは耐酸化性を顕著に向上させるため
に添加し、この効果は0.010 ％未満では十分ではない。
しかし、0.10％を超えて添加すると熱間加工性が著しく
低下する。従って、Ｙの成分範囲は0.010 〜0.10％とし
た。
に添加し、この効果は0.010 ％未満では十分ではない。
しかし、0.10％を超えて添加すると熱間加工性が著しく
低下する。従って、Ｙの成分範囲は0.010 〜0.10％とし
た。
【００１５】Ti:Tiは窒化物あるいは炭化物を形成して
固溶Ｃ、Ｎを減少させ、熱延鋼帯の靱性を向上させる。
この効果は、0.010 ％未満では十分でなく、一方、0.10
％を超えると冷間での加工性を劣化させる。従って、Ti
の成分範囲は0.010 〜0.10％とした。
固溶Ｃ、Ｎを減少させ、熱延鋼帯の靱性を向上させる。
この効果は、0.010 ％未満では十分でなく、一方、0.10
％を超えると冷間での加工性を劣化させる。従って、Ti
の成分範囲は0.010 〜0.10％とした。
【００１６】Ｙ＋Ti添加の相乗的効果 Fe−Cr−Al系合金にＹを単独で添加した場合、耐酸化性
は著しく改善されるが、それにともない、熱延鋼帯の靱
性は著しく低下する。一方、Ti添加によって靱性は著し
く改善される。しかしながら、ＹとTiとの同時添加を行
うと、耐熱性の改善が図られるばかりでなく、靱性につ
いても温水浸漬加熱による温間圧延が可能な程度に改善
されるのである。
は著しく改善されるが、それにともない、熱延鋼帯の靱
性は著しく低下する。一方、Ti添加によって靱性は著し
く改善される。しかしながら、ＹとTiとの同時添加を行
うと、耐熱性の改善が図られるばかりでなく、靱性につ
いても温水浸漬加熱による温間圧延が可能な程度に改善
されるのである。
【００１７】Mo、Si、Mn:これらの成分は、任意添加成
分であって、Si、Mnに関しては通常は不純物として、そ
れぞれ1.0 ％未満の範囲で存在するが、本発明によって
積極的に添加する場合、それぞれ1.0 ％超添加される。
これらの任意添加分を積極的に添加する場合、Moは高純
度フェライト系ステンレス鋼の耐食性を、Si、Mnは耐高
温酸化性をさらに一層改善する作用を有し、Mo: 0.5 〜
5 ％、Si:1.0〜５％、Mn:1.0〜２％の少なくとも一種が
必要により添加される。
分であって、Si、Mnに関しては通常は不純物として、そ
れぞれ1.0 ％未満の範囲で存在するが、本発明によって
積極的に添加する場合、それぞれ1.0 ％超添加される。
これらの任意添加分を積極的に添加する場合、Moは高純
度フェライト系ステンレス鋼の耐食性を、Si、Mnは耐高
温酸化性をさらに一層改善する作用を有し、Mo: 0.5 〜
5 ％、Si:1.0〜５％、Mn:1.0〜２％の少なくとも一種が
必要により添加される。
【００１８】本発明においては上述の成分組成の鋼は熱
間圧延を経て熱延鋼帯とする。このとき熱間圧延条件は
特に制限されないが、通常は、例えば加熱温度1100〜12
50℃、終了温度 800〜1000℃で行えば十分である。
間圧延を経て熱延鋼帯とする。このとき熱間圧延条件は
特に制限されないが、通常は、例えば加熱温度1100〜12
50℃、終了温度 800〜1000℃で行えば十分である。
【００１９】冷却速度:熱間圧延終了時の冷却速度が20
℃/secよりも遅くなると、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度
が高くなり、熱延コイル展開時や冷間・温間圧延時に脆
化トラブルを発生することが予想される。従って、熱間
圧延後の冷却速度を水スプレー法等によって20℃/sec以
上とする必要がある。好ましくは20〜30℃/secとする。
℃/secよりも遅くなると、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度
が高くなり、熱延コイル展開時や冷間・温間圧延時に脆
化トラブルを発生することが予想される。従って、熱間
圧延後の冷却速度を水スプレー法等によって20℃/sec以
上とする必要がある。好ましくは20〜30℃/secとする。
【００２０】巻取り温度:巻取り温度が400 ℃よりも高
いと、熱間圧延終了時の冷却速度が20℃/secであって
も、巻取り後の徐冷中での熱サイクルによって熱延鋼帯
の脆化を生じるので、巻取り温度を400 ℃以下と定め
た。なお、巻取り温度の下限は格別に制限されるもので
はないが、250 ℃よりも低い温度になると鋼帯の変形強
度が著しく高くなり、実用上、巻取りに困難を伴うこと
から、250 ℃以上で巻取ることが好ましい。
いと、熱間圧延終了時の冷却速度が20℃/secであって
も、巻取り後の徐冷中での熱サイクルによって熱延鋼帯
の脆化を生じるので、巻取り温度を400 ℃以下と定め
た。なお、巻取り温度の下限は格別に制限されるもので
はないが、250 ℃よりも低い温度になると鋼帯の変形強
度が著しく高くなり、実用上、巻取りに困難を伴うこと
から、250 ℃以上で巻取ることが好ましい。
【００２１】熱延鋼帯焼鈍の影響:本発明によって得ら
れた熱延鋼板はそのまゝ温間加工によって所定寸法にま
で加工できるが、所望により焼鈍工程を経て冷間圧延を
行って所定寸法としてもよい。冷間加工を行うに当たっ
ては予め焼鈍処理を行うことが望ましい。熱延板焼鈍温
度と、衝撃破面遷移温度との関係があり、熱延帯焼鈍を
行う場合、900 ℃以上で行うことが望ましい。しかしな
がら、1050℃超での焼鈍を行った場合、結晶粒の粗粒化
が起こり、むしろ靱性が低下する可能性があるので、軟
質化等の目的で焼鈍を行う場合は900 〜1050℃が好まし
い。
れた熱延鋼板はそのまゝ温間加工によって所定寸法にま
で加工できるが、所望により焼鈍工程を経て冷間圧延を
行って所定寸法としてもよい。冷間加工を行うに当たっ
ては予め焼鈍処理を行うことが望ましい。熱延板焼鈍温
度と、衝撃破面遷移温度との関係があり、熱延帯焼鈍を
行う場合、900 ℃以上で行うことが望ましい。しかしな
がら、1050℃超での焼鈍を行った場合、結晶粒の粗粒化
が起こり、むしろ靱性が低下する可能性があるので、軟
質化等の目的で焼鈍を行う場合は900 〜1050℃が好まし
い。
【００２２】Al蒸着層の厚さ:箔へのAl蒸着層の厚さ
は、0.2 μm 未満では耐酸化性の向上に効果が不十分で
あり、４μm を超えると高温で生成した酸化皮膜が、冷
却時に剥離する。排ガス浄化装置として使用する場合、
箔の上に触媒をコーティングすることから、箔の酸化皮
膜が剥離すると触媒の脱落をまねく恐れがある。このた
め、Al蒸着層の厚さは0.2 μm 以上４μm 以下とした。
このようなAl蒸着層を設けるには、代表的にはイオンプ
レーティング法によって行えばよいが、その他スパッタ
リング、抵抗加熱蒸着法によって行うこともできる。ま
た純Alに限らずAl合金も場合により蒸着させることもで
きる。
は、0.2 μm 未満では耐酸化性の向上に効果が不十分で
あり、４μm を超えると高温で生成した酸化皮膜が、冷
却時に剥離する。排ガス浄化装置として使用する場合、
箔の上に触媒をコーティングすることから、箔の酸化皮
膜が剥離すると触媒の脱落をまねく恐れがある。このた
め、Al蒸着層の厚さは0.2 μm 以上４μm 以下とした。
このようなAl蒸着層を設けるには、代表的にはイオンプ
レーティング法によって行えばよいが、その他スパッタ
リング、抵抗加熱蒸着法によって行うこともできる。ま
た純Alに限らずAl合金も場合により蒸着させることもで
きる。
【００２３】
【実施例】まず、真空溶解法によって表１に示される如
き成分組成の鋼を溶解した。次いで、これらの各鋼を表
２に示される条件で熱間圧延し、巻取りを行って厚さ4.
5 mmの熱延鋼帯とした。このようにして製造された熱延
鋼帯について特性評価を行った。
き成分組成の鋼を溶解した。次いで、これらの各鋼を表
２に示される条件で熱間圧延し、巻取りを行って厚さ4.
5 mmの熱延鋼帯とした。このようにして製造された熱延
鋼帯について特性評価を行った。
【００２４】なお、靱性評価は、JIS 規格に準拠してサ
ブサイズ (板厚:2.5mm) のＶノッチシャルピー試験片を
圧延方向と直角方向に沿って採取し、衝撃試験を行い、
遷移温度を求めた。遷移温度が100 ℃以下である場合、
温水浸漬による熱延鋼帯の温間圧延が可能である。
ブサイズ (板厚:2.5mm) のＶノッチシャルピー試験片を
圧延方向と直角方向に沿って採取し、衝撃試験を行い、
遷移温度を求めた。遷移温度が100 ℃以下である場合、
温水浸漬による熱延鋼帯の温間圧延が可能である。
【００２５】図１は、Fe−Cr−Al系合金の添加元素の違
いによる、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度の変化を調べた
グラフである。すなわち、鋼種Ａ、Ｋ、Ｌ、Ｍについ
て、加熱温度1200℃、終了温度830 ℃で熱間圧延後、冷
却速度20℃／sec で冷却してから350 ℃で巻取り、得ら
れた熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度の変化を調べた。
いによる、熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度の変化を調べた
グラフである。すなわち、鋼種Ａ、Ｋ、Ｌ、Ｍについ
て、加熱温度1200℃、終了温度830 ℃で熱間圧延後、冷
却速度20℃／sec で冷却してから350 ℃で巻取り、得ら
れた熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度の変化を調べた。
【００２６】図１のグラフからは、Fe−Cr−Al系合金に
Ｙを単独添加すると（鋼種Ｍ）、無添加の場合（鋼種
Ｋ）と比較して衝撃破面遷移温度が大幅に上昇し、靱性
が著しく低下していることがわかる。しかしながら、Ｙ
＋Ti添加材（鋼種Ａ）は、Ti単独添加の場合( 鋼種Ｌ）
には及ばないが、衝撃破面遷移温度が75℃と、Ｙ単独添
加の場合と比較して大幅に靱性が改善され、温水浸漬加
熱による温間圧延が可能な範囲となっていることがわか
る。
Ｙを単独添加すると（鋼種Ｍ）、無添加の場合（鋼種
Ｋ）と比較して衝撃破面遷移温度が大幅に上昇し、靱性
が著しく低下していることがわかる。しかしながら、Ｙ
＋Ti添加材（鋼種Ａ）は、Ti単独添加の場合( 鋼種Ｌ）
には及ばないが、衝撃破面遷移温度が75℃と、Ｙ単独添
加の場合と比較して大幅に靱性が改善され、温水浸漬加
熱による温間圧延が可能な範囲となっていることがわか
る。
【００２７】図２は、同様の実験を耐熱性についても行
った場合の結果を示すグラフであって、この場合にもＹ
＋Tiの複合添加の作用効果が顕著であることが分かる。
った場合の結果を示すグラフであって、この場合にもＹ
＋Tiの複合添加の作用効果が顕著であることが分かる。
【００２８】図３は、Ｙ＋Ti添加材を用いて、巻取り温
度と衝撃破面遷移温度との関係をまとめたグラフであ
る。すなわち、鋼種Ａについて加熱温度1200℃、終了温
度830 ℃で熱間圧延後、冷却速度20℃／sec で冷却して
から巻取り、得られた熱延鋼帯の巻取り温度と衝撃破面
遷移温度との関係を調べた。
度と衝撃破面遷移温度との関係をまとめたグラフであ
る。すなわち、鋼種Ａについて加熱温度1200℃、終了温
度830 ℃で熱間圧延後、冷却速度20℃／sec で冷却して
から巻取り、得られた熱延鋼帯の巻取り温度と衝撃破面
遷移温度との関係を調べた。
【００２９】図３のグラフからは、800 〜500 ℃で巻取
りを行った場合には衝撃破面遷移温度が100 ℃を超えて
しまうのに対して、巻取り温度を400 ℃以下とすれば衝
撃破面遷移温度を75℃以下にでき、温水浸漬による温間
圧延で製造が可能となることが分かる。
りを行った場合には衝撃破面遷移温度が100 ℃を超えて
しまうのに対して、巻取り温度を400 ℃以下とすれば衝
撃破面遷移温度を75℃以下にでき、温水浸漬による温間
圧延で製造が可能となることが分かる。
【００３０】次に、表１に示す組成を有する各供試鋼に
ついて表２示す条件で熱間圧延を行い、得られた鋼帯の
遷移温度を前述と同様にして調べた。結果は同じく表２
に示す。本発明の範囲内の条件で加工することにより、
遷移温度100 ℃以下が実現されるのが分かる。
ついて表２示す条件で熱間圧延を行い、得られた鋼帯の
遷移温度を前述と同様にして調べた。結果は同じく表２
に示す。本発明の範囲内の条件で加工することにより、
遷移温度100 ℃以下が実現されるのが分かる。
【００３１】次に、表３は、表１の鋼種ＡのＹ＋Ti添加
材を用いて、熱延板焼鈍温度と、衝撃破面遷移温度との
関係を調べたものである。表３の結果からは、700 ℃、
800 ℃で焼鈍を行った場合は、遷移温度が100 ℃を超え
てしまうのに対し、900 ℃焼鈍および焼鈍なしの場合
は、遷移温度が75℃となる。したがって、熱延帯焼鈍を
行う場合、900 ℃以上で行う必要がある。しかしなが
ら、1050℃超での焼鈍を行った場合、結晶粒の粗粒化が
起こり、靱性が低下する可能性があるので、軟質化等の
目的で焼鈍を行う場合は900 〜1050℃が好ましい。
材を用いて、熱延板焼鈍温度と、衝撃破面遷移温度との
関係を調べたものである。表３の結果からは、700 ℃、
800 ℃で焼鈍を行った場合は、遷移温度が100 ℃を超え
てしまうのに対し、900 ℃焼鈍および焼鈍なしの場合
は、遷移温度が75℃となる。したがって、熱延帯焼鈍を
行う場合、900 ℃以上で行う必要がある。しかしなが
ら、1050℃超での焼鈍を行った場合、結晶粒の粗粒化が
起こり、靱性が低下する可能性があるので、軟質化等の
目的で焼鈍を行う場合は900 〜1050℃が好ましい。
【００３２】これらの結果からも分かるように、本発明
方法により製造した熱延鋼帯は、靱性が大幅に改善され
ており、温水浸漬による温間圧延そしてそれに続いて行
う冷間圧延が可能となった。
方法により製造した熱延鋼帯は、靱性が大幅に改善され
ており、温水浸漬による温間圧延そしてそれに続いて行
う冷間圧延が可能となった。
【００３３】次に、前記のようにして得られた熱延鋼帯
のうちの鋼種Ａを温水浸漬した後、温間圧延を行い、次
いで冷間圧延、焼鈍を繰り返して、厚さ40μm 、幅300
mmの箔コイルを製造した。
のうちの鋼種Ａを温水浸漬した後、温間圧延を行い、次
いで冷間圧延、焼鈍を繰り返して、厚さ40μm 、幅300
mmの箔コイルを製造した。
【００３４】このコイルより200 mm×200 mmのサンプル
を切り出し、10-4〜10-5Torrに減圧した真空装置内にお
いて、両面にイオンプレーティングにより、0.1 、0.2
、１、２、３、４、５μm の厚さのAl層を蒸着した。
を切り出し、10-4〜10-5Torrに減圧した真空装置内にお
いて、両面にイオンプレーティングにより、0.1 、0.2
、１、２、３、４、５μm の厚さのAl層を蒸着した。
【００３５】得られたAl蒸着箔から20mm×30mmの試験片
を切り取り、大気中での1150℃で350 時間の耐酸化試験
を行った。酸化試験片は任意の時間に取り出し、重量測
定を行った。
を切り取り、大気中での1150℃で350 時間の耐酸化試験
を行った。酸化試験片は任意の時間に取り出し、重量測
定を行った。
【００３６】表４に試験結果を示す。表中の○印は酸化
増量が１mg/cm2未満であることを示し、△印は酸化増量
が１mg/cm2を超え、試験片の一部が異常酸化を起こした
ことを示し、×印は箔自体が完全に酸化された状態とな
ったことを示す。また●印は、酸化増量は１mg/cm2未満
であるが、箔表面の酸化皮膜が剥離をおこしたことを示
す。
増量が１mg/cm2未満であることを示し、△印は酸化増量
が１mg/cm2を超え、試験片の一部が異常酸化を起こした
ことを示し、×印は箔自体が完全に酸化された状態とな
ったことを示す。また●印は、酸化増量は１mg/cm2未満
であるが、箔表面の酸化皮膜が剥離をおこしたことを示
す。
【００３７】Al蒸着をしていない試験片は、96時間まで
は耐え得るが、120 時間後には完全に酸化された。0.1
μm 厚のAl蒸着を行った試験片は、120 時間後に部分的
な酸化が認められ、144 時間後には完全に酸化された。
したがって、0.1 μm 厚ではほとんど改善効果がみられ
ない。
は耐え得るが、120 時間後には完全に酸化された。0.1
μm 厚のAl蒸着を行った試験片は、120 時間後に部分的
な酸化が認められ、144 時間後には完全に酸化された。
したがって、0.1 μm 厚ではほとんど改善効果がみられ
ない。
【００３８】0.2 μm 厚のAl蒸着を行った試験片は、24
0 時間後に部分的酸化が認められたものの、未蒸着試験
片の２倍以上の耐酸化性を有していた。１μm 厚以上の
Al蒸着試験片は、さらに良好な耐酸化性を有しており、
２〜４μm 厚の蒸着試験片は、350 時間後においても全
く異常酸化は認められなかった。
0 時間後に部分的酸化が認められたものの、未蒸着試験
片の２倍以上の耐酸化性を有していた。１μm 厚以上の
Al蒸着試験片は、さらに良好な耐酸化性を有しており、
２〜４μm 厚の蒸着試験片は、350 時間後においても全
く異常酸化は認められなかった。
【００３９】５μm 厚の蒸着試験片は、96時間後に既に
酸化皮膜の剥離が認められた。以上の結果より明らかな
ように、本発明法により製造した合金箔にAl蒸着を行う
ことにより、耐酸化性が大幅に改善された。
酸化皮膜の剥離が認められた。以上の結果より明らかな
ように、本発明法により製造した合金箔にAl蒸着を行う
ことにより、耐酸化性が大幅に改善された。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】
【発明の効果】上述のように、本発明によれば、耐酸化
性に優れたFe−Cr−Al系熱延鋼帯を温水浸漬によって温
間圧延することが可能となり、圧延時の割れや板破断を
防止でき、作業性が改善される。さらに、冷間加工を行
って極薄箔としてからAl蒸着層を設けた場合の耐酸化性
が大幅に改善されることから、自動車用排ガス浄化装置
などの繰り返し酸化を受ける用途に好適である。
性に優れたFe−Cr−Al系熱延鋼帯を温水浸漬によって温
間圧延することが可能となり、圧延時の割れや板破断を
防止でき、作業性が改善される。さらに、冷間加工を行
って極薄箔としてからAl蒸着層を設けた場合の耐酸化性
が大幅に改善されることから、自動車用排ガス浄化装置
などの繰り返し酸化を受ける用途に好適である。
【図１】Fe−Cr−Al系熱延鋼帯の衝撃破面遷移温度に及
ぼす添加元素の影響を示すグラフである。
ぼす添加元素の影響を示すグラフである。
【図２】同じくFe−Cr−Al系熱延鋼帯の耐熱性に及ぼす
添加元素の影響を示すグラフである。
添加元素の影響を示すグラフである。
【図３】同じくFe−Cr−Al系熱延鋼帯の衝撃破面遷移温
度に及ぼす巻取り温度の影響を示すグラフである。
度に及ぼす巻取り温度の影響を示すグラフである。
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２３Ｃ 14/16 9271−4Ｋ // Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｒ (72)発明者 山岸 昭仁 新潟県上越市港町２の12の１ 日本ステン レス株式会社技術研究所内
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ:0.020％以下、Si:1.0％未満、Mn:1.0％未満、 Ｎ:0.020％以下、ただしC(%)＋N(%):0.030％以下、 Cr:9.0〜35.0％、Al:3.0〜8.0 ％、 Ｙ:0.010〜0.10％、Ti:0.010〜0.10％、 残部: Feおよび不可避不純物 から成る成分組成を有する高純度フェライト系ステンレ
ス鋼の箔の両面に、それぞれ0.2 μm 以上４μm 以下の
Al蒸着層を設けたことを特徴とする耐酸化性の優れたフ
ェライト系ステンレス鋼箔。 - 【請求項２】 前記成分組成が、重量％にて、 Ｃ:0.020％以下、Ｎ:0.020％以下、 ただしC(%)＋N(%):0.030％以下、 Cr:9.0〜35.0％、Al:3.0〜8.0 ％、 Ｙ:0.010〜0.10％、Ti:0.010〜0.10％、 さらに、 Si:1.0〜５％およびMn:1.0〜２％のうちの１種以上、 残部: Feおよび不可避不純物 を含む組成である請求項１記載の耐酸化性に優れたフェ
ライト系ステンレス鋼箔。 - 【請求項３】 前記成分組成が、重量％にて、Mo:0.5〜
５％をさらに含む請求項１または２記載の耐酸化性に優
れたフェライト系ステンレス鋼箔。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組
成を有する高純度フェライト系ステンレス鋼を熱間圧延
した後、直ちに20℃/sec以上の冷却速度で冷却し、400
℃以下の温度で巻取って得た熱延鋼帯に冷間圧延を繰り
返すことにより製造した50μm 以下の厚さの箔の両面
に、それぞれ0.2 μm 以上４μm 以下のAl蒸着層を設け
たことを特徴とする耐酸化性の優れたフェライト系ステ
ンレス鋼箔の製造方法。 - 【請求項５】 得られた熱延鋼帯に冷間加工を行うに先
立ってさらに900 〜1050℃での焼鈍処理を行う、請求項
４記載の方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26181892A JPH06108268A (ja) | 1992-09-30 | 1992-09-30 | フェライト系ステンレス鋼箔およびその製造法 |
| US08/069,731 US5340415A (en) | 1992-06-01 | 1993-06-01 | Ferritic stainless steel plates and foils and method for their production |
| DE69317070T DE69317070T2 (de) | 1992-06-01 | 1993-06-01 | Feinbleche und Folie aus ferritisches rostfreies Stahl und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| EP93401384A EP0573343B1 (en) | 1992-06-01 | 1993-06-01 | Ferritic stainless steel sheets and foils and method for their production |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26181892A JPH06108268A (ja) | 1992-09-30 | 1992-09-30 | フェライト系ステンレス鋼箔およびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06108268A true JPH06108268A (ja) | 1994-04-19 |
Family
ID=17367155
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26181892A Withdrawn JPH06108268A (ja) | 1992-06-01 | 1992-09-30 | フェライト系ステンレス鋼箔およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06108268A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010047836A (ja) * | 2008-07-25 | 2010-03-04 | Alstom Technology Ltd | 耐熱合金 |
| JP2016102231A (ja) * | 2014-11-27 | 2016-06-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス箔 |
| JP6237973B1 (ja) * | 2016-05-30 | 2017-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| WO2017208671A1 (ja) * | 2016-05-30 | 2017-12-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
-
1992
- 1992-09-30 JP JP26181892A patent/JPH06108268A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010047836A (ja) * | 2008-07-25 | 2010-03-04 | Alstom Technology Ltd | 耐熱合金 |
| JP2016102231A (ja) * | 2014-11-27 | 2016-06-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ステンレス箔 |
| JP6237973B1 (ja) * | 2016-05-30 | 2017-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| WO2017208671A1 (ja) * | 2016-05-30 | 2017-12-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| CN109196131A (zh) * | 2016-05-30 | 2019-01-11 | 杰富意钢铁株式会社 | 铁素体系不锈钢板 |
| US10821706B2 (en) | 2016-05-30 | 2020-11-03 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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