WO1993013235A1 - High strength stainless steel foil for corrugation and method of making said foil - Google Patents

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WO1993013235A1
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stainless steel
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corrugation
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Jun Araki
Jun Nakatsuka
Wataru Murata
Hidehiko Sumitomo
Masayuki Kasuya
Hitoshi Ota
Yuichi Kato
Masuhiro Fukaya
Keiichi Omura
Mikio Yamanaka
Fumio Fudanoki
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12431—Foil or filament smaller than 6 mils

Definitions

  • the present invention relates to a corrugated esterless II which is a constituent element of a metal carrier for a catalyst for an automobile exhaust gas purifying apparatus, and a method for producing the same. More specifically, the present invention relates to a stainless steel foil excellent in corrugating property which does not cause a problem such as foil breakage or foil breaking even when corrugating the foil, and a method for producing the same. Background art
  • metal carrier The manufacturing process of the above-mentioned metal and honeycomb automobile catalyst carrier (hereinafter referred to as “metal carrier”) is usually as follows. (1) The melted 20Cr-5A type 1 stainless steel is made into a foil material of about 50 m by hot rolling, cold rolling, etc. (2) Corrugating the foil material to produce corrugated foil c (3) Next, a honeycomb body in which flat foil and corrugated foil are alternately wound is formed and incorporated into an outer cylinder. (4) Join between flat foil and corrugated foil or between foil and outer cylinder Therefore, after applying the brazing material, brazing is performed. (5) Further, a catalyst carrying treatment is performed.
  • the ductility of the material is increased, but the tension generated causes the material to squeeze and break, so it cannot be said that the corrugation of the foil has been sufficiently improved.
  • the corrugated product also has low strength, and the corrugation tends to be deformed during subsequent alternate winding with a flat foil or when the final product is used. Not appropriate. Disclosure of the invention
  • the present invention improves the corrugation forming processability of the foil by a method different from the conventional method of improving ductility of the foil and securing the corrugating processability by the annealing process, and further simplifies the foil manufacturing process. It is an object of the present invention to provide a high-strength stainless steel foil for corrugation and a method for producing the same, which has also been achieved.
  • Another object of the present invention is to provide a stainless steel foil having particularly excellent corrugating property and a method for producing the same.
  • the present invention is based on the results of testing the conditions of cold rolling for this purpose.
  • the summary is as follows.
  • That feature of the present invention is Cr by weight%: 10-40% and A1: while ⁇ 1 10%, of 55 ⁇ 150kgfZ flame 2 according to 120 ⁇ 200kgfZ Yuzuru 2 intensity and required 0.2% proof stress Stainless steel foil with spring limit ⁇ ).
  • the present inventors have conducted various studies on the corrugating property of the stainless steel foil. As a result, in order to prevent cracking, cutting, and other problems that occur during the corrugating processing of the stainless steel foil, the stainless steel foil was 0.2% 120
  • the present inventors hot rolled each of the slabs A, H, I, J, and K in the alloys shown in Table 1, cold rolled them, and after annealing and pickling, further reduced the total rolling reduction.
  • the final cold rolling was performed in a different manner to form foils, and these foils were corrugated at two conditions of corrugation speeds of 10 m / min and 20 m / min.
  • the results are shown in Table 2 as Test Nos. 22, 23, 24, 25, 26, 29 and 30.
  • Test ⁇ 22 ⁇ 26 is Propelled by one of 120kgf Roh Lord more strength 0.2% yield strength either be subjected to final cold rolling to 75% or more total reduction ratio, good corrugation in corrugated machining speed lOmZmin Processing could be done.
  • high-speed corrugation (machining speed ZOmZmin) did not allow good machining.
  • the above corrugated processing is performed using a rotating roll with a tooth pattern (a zigzag pattern). (See Japanese Patent Application Laid-Open No. 56-152965)), but the material was pulled from behind by processing with such a rotating roll. In this process, tension occurs due to friction between the tooth edge and the material. At this time, if the proof stress of the material is small, processing breakage occurs. Therefore, the above resistance requires a value of at least 120 kgf no. 2 at 0.2% proof stress. The higher the resistance to heat, the better, but 200kgf No.2 or less is desirable due to restrictions on the productivity of the foil, the strength of the corrugating tool and the capacity of the corrugating equipment.
  • the present inventors have examined the resistance to bending of the above-mentioned materials. As a result, the resistance, that is, the spring limit value, was not significantly improved by cold rolling alone. It has been confirmed that it is best to add age hardening by the treatment, and it is effective to set the spring limit value to 55 to 150 kgf / mm 2 by such treatment.
  • the present inventors obtained a slab of each of the alloys A, C, D, E, F, G, H, I, J, ⁇ , and M from the alloys shown in Table 1 in the same manner as described above. forming a, subjected to aging treatment to further resulting foil was subjected to Koruge preparative process under the same conditions as above, 0.2 ⁇ Ka 120KgfZmm 2 or more on the spring limit value 55 kgf ZMM 2 or more test o. in 20, corrugation processing speed is able to perform good corrugation machining both conditions 10 m / mi n and 20mZmi n.
  • the heating temperature of the test No.21 is aging treatment for low and 60'C, spring limit Sakaichi low as 29kgf / mm 2
  • the test No.27, 28 is a spring limit value 55k g i / female 2 or more there was a one also ⁇ Warazu 0.2% proof stress 120kgf NoYuzuru 2 or less and a low Therefore, no high-speed corrugation processing could be performed.
  • Test No. 22 had a spring limit of 50 kgf / mm 2 without aging treatment, but could not perform high-speed corrugating. Therefore, the spring limit value needs to be at least 55 kgf / ran 2 or more. Incidentally, the spring limit value is higher the better but 150 kgf / Jo 2 or less desirable arbitrarily for the same reason as 0.2% proof stress.
  • Table 2 shows that the aging treatment requires a heating temperature of 80'C or higher.At the same time, if the temperature is too high, the dislocations recover and the material softens.
  • the heating time is shorter as the temperature is higher, for example, 1 second or more at 300'C.
  • the heating atmosphere may be the atmosphere, but may be heating in a vacuum or in a non-oxidizing atmosphere such as an inert gas.
  • Cr is a basic element that ensures the corrosion resistance and oxidation resistance of stainless steel. In the present invention, if the content is less than 10%, these properties are not sufficiently ensured. On the other hand, if the content exceeds 40%, the toughness of the hot-rolled sheet is reduced, so that the productivity is reduced. Therefore, the Cr component range is set to 10% or more and 40% or less.
  • A1 is a basic element that ensures oxidation resistance in the present application. If it is less than 1%, the oxidation resistance decreases. On the other hand, if it exceeds 10%, the toughness of the hot-rolled sheet is reduced, so that the productivity is reduced. Therefore, the content of A1 should be 1% or more and 10% or less.
  • Rare earth elements such as Y and Ln (Lanthanoid, where Ln is a mixture of La, Ce, Pr and Nd), La and Ce are elements that increase the oxidation resistance. These elements adhere to stainless steel and the oxide film. Not only to improve the oxidation resistance, but also to significantly improve the life of the foil. If the total amount of one or more of Y, Ln, La, and Ce is less than 0.01%, the effect is not sufficiently ensured.On the other hand, if the content exceeds 1%, these properties are saturated. However, since it is a very expensive element, the raw material cost becomes extremely high. Therefore, it is desirable to have one or more of Y, Ln, La, and Ce as the raw material components of the metal carrier for the exhaust gas purification device in a total amount of 0.01% or more and 1% or less.
  • ⁇ , Nb, Ta, V, I, and Hf form nitrides or carbides, respectively, to reduce solid solution C and N, and to bend on dislocations introduced during hot-rolling of stainless steel ⁇ .
  • the total amount of one or more of these elements is less than 0.01%, the effect is not sufficiently ensured.On the other hand, if the total amount exceeds 5%, the effect is saturated or reduced.
  • it is a costly disadvantage because it is an expensive element. Therefore, it is desirable that Ti, Nb, Ta, V, I, and Hf have 0.01% or more and 5% or less.
  • Mo and W are elements that improve the strength of stainless steel. If one or two of these elements is less than 1%, this effect is not sufficiently ensured. On the other hand, when the total amount exceeds 5%, this effect is saturated and the toughness of the hot-rolled sheet is significantly deteriorated. Therefore, it is desirable that Mo and W be contained at 1% or more and 5% or less.
  • Figure 1 is a graph showing the work hardening characteristics of 20Cr-5A1 foil.
  • Fig. 2 is a graph showing the relationship between the susceptibility to foil cracking and the tensile strength and breaking strength of the foil.
  • an alloy having the above-mentioned chemical components is melted to form an ingot, which is subjected to split rolling, hot rolling, or hot rolling of a piece obtained by continuous sintering.
  • the hot-rolled sheet is cold-rolled to form a cold-rolled sheet having a thickness of 0.6 to 1.5 mm, subjected to 850 to 1000, annealed for 10 to 60 seconds, and then from the first pass to the final bath.
  • Cold rolling is performed so that the total draft of the sheet is 75 to 98% to produce a foil having a sheet thickness of 0.050 to 0.150 mm.
  • the above-mentioned annealing was set to intermediate annealing, and after performing the intermediate annealing, cold rolling was performed to form a cold-rolled sheet of 0.2 to 0.8 Y, followed by final annealing at 850 to 1000'C for 10 to 60 seconds. Then, cold rolling may be performed at a total draft of 75 to 94% to produce a foil similar to the above.
  • the foil obtained by the above manufacturing process can have high strength characteristics of 120 to 200 kgf / Sir 2 at 0.2% proof stress.
  • Fig. 1 is a graph showing the work hardening characteristics of 20Cr-5A1-O.Un-0.05mm foil (alloy A in Table 1).
  • the work hardening characteristics of the foil are shown in relation to the total draft and 0.2% heat resistance, tensile strength, and elongation. 0.2% strength. Both tensile strengths increase sharply to a total reduction rate of around 40%, increase slowly to near 75% at higher reduction rates, and remarkably increase again at higher reduction rates. I do.
  • the elongation drops sharply to a rolling reduction of 20%, and at a higher rolling reduction, the elongation becomes constant at about 1-2%. I Therefore, it is clear that high pressure reduction is required to increase the strength of the foil.
  • the scope of the present invention is a total rolling reduction of 75% or more.
  • Figure 2 shows 20Cr—5Al—O.lLn-0.05 ⁇ (Ti-added foil) ⁇ foil (alloy A) and 20Gr-5A1-0.4Ln—0.16Mb (Nb-added foil) ⁇ foil (alloy B) (0.052 thighs) shows the relationship between the susceptibility to corrugation cracking and the tensile strength and breaking strength of the foil.
  • a foil with a total reduction of 74% breaks in the repeated bending test 300 to 400 times, but a foil with a total reduction of 87% or more breaks after about 600 times.
  • the results of this repeated bending test show that cracks in the foil material tend to occur with low-strength materials, and are less likely to occur with high-strength materials.
  • the hot rolling may be obtained by directly and continuously forming a steel strip corresponding to the thickness of the hot rolled sheet by a twin roll type moving die.
  • Table 3 shows the results of the corrugation test of the material of the present invention (Table 1: alloys A to G) and the comparative material (alloy A).
  • the target material 1 of the present invention is obtained by subjecting a slab of 20Cr-5A1-O.llLn-0.05Ti ⁇ (alloy A) to hot rolling, cold rolling to a thickness of one thigh, and then performing an annealing treatment.
  • the target materials 2 to 4 of the present invention are 20Cr-5A1-0.09Ln-2.5MoMo (alloy C) 20Cr-5Al -0.08Y -1.2Ta ⁇ (alloy D) and 20Cr-5A1-0.04Ln- after having been subjected to tempering blunt treated with 0.4 ⁇ the 0.16Nb ⁇ (alloy system B), 0.052 flame until obtained by rolling, i.e.
  • the comparative material is the object of the present invention. After annealing 20Cr-5Al—O.llLn—0.05Ti ⁇ of the same composition as that of material 1 with 0.2%, rolling to 0.052mm, that is, with a total reduction of 74% and 0.2% heat resistance one in which to prepare a foil of 118kgf / mi z.
  • the corrugation test was performed by varying the corrugation speed to 3 m / min, 6 m / min, 8 mmin, and 10 m / rain.
  • the evaluation of corrugation workability was evaluated in three steps: ⁇ : no crack, ⁇ : slight crack, X: impossibility of threading.
  • the high-strength foil of the present invention did not crack at any of the corrugating speeds of 3 m / min to 10 m / min, and showed good corrugating property.
  • the comparative material was corrugated at a speed of 3 m.
  • Table 4 shows the results of the corrugation test for the aged material of the present invention (selected from Table 1) and the comparative material (same as above).
  • the target material 9 of the present invention is prepared by hot rolling a continuous steel piece of 20Cr-5Al— (KllLn—0.05% (alloy A in Table 1)), cold rolling it to a thickness of 1.2 mm, and then performing intermediate annealing.
  • the target materials 10 to 12 of the present invention are prepared by treating the alloys C, E, G and M in Table 1 in the same process as in the above 9 (however, the total draft is as shown in Table 4). as 0.2% ⁇ Ka, 128Kgf Roh Awakening: 2, 137kgf / mni z, a 129kgf / nnn 2 and 132KgfZiM 2, as Matabane limit value, the lOlkgf Zinni 2, 96kgf / nnn 2 , lOSkgfZ Yuzuru 2 and 97KgfZmm 2 it A high-strength foil having the same was prepared.
  • the target material 13 of the present invention is obtained by subjecting a 20Cr-5A1 ⁇ (Table 1 alloy H) slab to hot rolling, cold rolling to form a 1 ⁇ thick strip, annealing, and then subjecting the slab to annealing.
  • the comparative forests 15 and 16 hot-rolled a slab (alloy A in Table 1) having the same composition as the target material 1 of the present invention and cold-rolled it into strips with 1.0 female thickness and 1.2 female thickness, respectively.
  • the corrugation test was carried out by varying the corrugation speed to lSmZmin, 16m / min, 20m / min and 23m / min.
  • the test results showed that the high-strength foil of the present invention did not crack at any of the processing speeds of 13 to 20 m / min and showed good crimpability.
  • the processing speed was 23 m / min
  • foil cracking occurred slightly because the aging annealing treatment temperature of the target material 9 of the present invention was high.
  • comparative materials 15 total reduction ratio is as low as 0.2% proof stress 115KgfZmm 2 for been made with less than 75%
  • the aging treatment range is a also fast corrugation broken by passing plates not at the time of processing by the present invention It was.
  • Comparative material 16 had a total reduction ratio of 91%, which was within the range of the present invention.However, since the aging treatment was at a temperature of 500 or more, the 0.2% proof stress was llBkgfZmni 2, which was outside the range of the present invention. However, high-speed corrugation was not possible even if the above was satisfied.
  • the present invention has remarkably improved the corrugation processability of stainless steel foil, so that the present invention is suitable for the production of corrugated foil used for a metal carrier for an automobile exhaust gas purification catalyst.
  • the high temperature annealing process before the corrugating process is unnecessary, and the high-speed corrugating process is enabled, which is advantageous in terms of equipment cost and can reduce the production cost of metal carriers, etc. large.

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Description

明 細 書 波付け加工用高強度ステ ン レス鐧箔およびその製造方法 技術分野
本発明は、 自動車排ガス浄化装置用の触媒用メ タル担体の構成要 素である波付け加エステ ン レス鐧褡及びその製造方法に関する。 さ らに詳し く は、 箔に波付け加工を施した場合においても箔割れ、 箔 切れ等の不具合の生じない波付け加工性に優れたステ ン レス鐧箔及 びその製造方法に関する。 背景技術
従来、 自動車触媒担体にはセラ ミ ッ ク ス · ハ二カムが用いられて きた。 しかしながら、 近年、 エ ンジ ン性能あるいは搭載性等の点で セラ ミ ッ クス ' ハニカムよ り も優れた性能を有するメ タル . ハニカ ム製の自動車触媒担体の使用が提案されている。 すなわち、 この技 術はステ ン レス鐧箔製の平らな箔 （平箔） と波付け加工した箔 （波 箔） を交互に巻き込んだ金属ハニカム とこれらを囲む金属外筒から 自動車触媒担体を構成する技術であり、 例えば、 特開昭 50- 92286号， 同 51 - 48473号、 同 57 - 71898号および同 58— 177437号の各公報にその 具体的技術が開示されている。
上記、 メ タル ， ハニカ ム製自動車触媒担体 （以下、 メ タル担体と 称す） の製造プロセスは、 通常以下のようである。 （ 1 ) 溶製した 20Cr - 5 A 1系ステンレス鐧を熱間圧延、 冷間圧延等により 50 m程 度の箔材にする。 （ 2 ) 箔材に波付け加工を施して波箔を作製する c ( 3 ) 次いで平箔と波箔を交互に巻き込んだハニカム体を成形し外 筒に組み込む。 （ 4 ) 平箔と波箔間あるいは箔と外筒間を接合する ため、 ロー材を塗布した後、 ロー付け処理を施す。 （ 5 ) さ らに触 媒担持処理を施す。 これら各プロセスのう ちステンレス鋼の冷間圧 延プロセスでは、 ステンレス鋼の高い加工硬化性のゆえに、 通常中 間焼鈍を施し、 素材を一旦軟化させる工程を通して 50 m程度の箔 に圧延される。 このようにして提供されたステンレス鐧箔は、 次ェ 程で波付け加工が施されるため、 ステンレス鐧の冷間圧延プロセス で箔の波付け加工性を十分付与しておく ことが必要不可欠である。 特開昭 56— 152965号公報では、 フユライ ト系ステンレス鐧箔のコ ルゲート加工 （波付け加工） を容易にするために、 ビレッ ト表面か ら切削剝離されたステンレス鐧箔に軟化焼鈍処理を施す方法が開示 されている。 しかし、 焼鈍処理により箔の延性を向上する方法では、 材料の延性は高く なるが発生する張力によって材料が絞り破断を起 こすため、 箔の波付けが十分改善されたとは言えない。 さらに、 波 付け加工製品も強度が低いものとなり、 引き続き行われる平らな箔 との交互巻き込み時あるいは最終製品の使用時において波形の変形 を起こし易くなるため、 箔の波付け加工性向上策としては適切とは 言えない。 発明の開示
本発明は、 従来の焼鈍処理により箔の延性を向上させ波付け加工 性を確保しょう とする方法とは異なる方法により、 箔の波付け成形 加工性を向上させるとともに、 さらに箔製造工程の簡略化をも同時 に達成した波付け加工用高強度ステンレス鐧箔及びその製造方法を 提供することを目的とする。
更に本発明ば特に優れた波付け加工性を有するステンレス鐧箔及 びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、 この目的のために冷間圧延の条件を検計した結果構成 されたもので、 その要旨とするところは以下のとおりである。
すなわち本発明の特徴は重量％で Cr ： 10〜40%及び A1 ： 1 〜10% を舍有するとともに、 0.2%耐力で 120〜200kgfZ譲2 の強度と必 要に応じて 55〜150kgfZ難2 のばね限界値を有するステンレス鐧箔 め ^)。
本発明者らはステンレス鐧箔の波付け加工性について種々研究し た結果、 該ステンレス鐧箔の波付け加工時に発生する割れ、 切断等 の不具合を防止するためには該ステンレス鐧箔が 0.2%耐力で 120
〜200kgfZnnn2 の強度を有することが最も重要であることを下記の 実験によつて確認した。
すなわち、 本発明者らは第 1表に示す合金の内 A, H , I , J , Kの各スラブを熱間圧延し、 冷間圧延し、 焼鈍酸洗したあと更に、 全圧下率を種々変えて最終冷間圧延を施して箔を形成し、 これらの 箔を波付け加工速度 10m/min と 20m/min の 2条件でコルゲー ト 加工を施した。 その結果を第 2表の試験 No.22, 23, 24, 25, 26, 29 及び 30で示す。 試験 Να22〜26はいずれも全圧下率 75%以上の最終冷 間圧延が施されて 0.2%耐力で 120kgfノ卿 2 以上の強度を有してお り、 波付け加工速度 lOmZmin で良好な波付け加工を行う ことがで きた。 しかし、 高速波付け加工 （加工速度 ZOmZmin)では良好な加 ェを行う ことができなかった。
一方、 試験 No.29, 30は最終冷間圧延の全圧下率が 75%未満 （試験 No.30は最終冷間圧延後完全に軟化焼鈍 （熱処理により鐧の組織が再 結晶組織にすることで、 0.2%耐力で 50kgf 讓 2 以下の強度をも つ） を施した例を示す） であって 0.2%耐力が 120kgfノ MI2 未満で あり、 低速の波付け速度 （加工速度 lOmZmin)でも破断のため波付 け加工を行う ことができなかった。
上記コルゲー ト加工は歯型付き回転ロール （ジグザグなパターン で配置された対向する歯を有する一対の軸駆動ロールを設けた装置 (特開昭 56— 152965号公報参照） ） で行ったが、 か る回転ロール で加工すると、 材料が後方より引張込まれながら加工が行われてお り、 その際歯型エッジと材料との摩擦によって張力が生じる。 この 時材料の耐力が小さいと加工破断を起こす。 従って上記耐カは 0.2 %耐力で 120kgfノ咖 2 以上の値を必要とする。 なお、 この耐カは高 い程よいが、 箔の製造性、 波付け加工具の強度及び波付け加工設備 能力等の制約から 200kgfノ咖 2 以下が望ましい。 か る耐カを得る には全圧下率 75%以上の最終冷間圧延を必要とすることが判る。 また、 コルゲー ト加工時に、 材料の曲げに対する抵抗力 （ばね限 界値） が小さいと歯型のェッジで材料が曲がり込み摩擦力を上げ、 加工時の張力が大きなものになり破断が生じ易く なる。
本発明者らは上記の材料の曲げに対する抵抗力について検討した ところ、 か ^る抵抗力、 すなわちばね限界値は冷間圧延だけでは余 り向上せず、 冷間圧延による加工硬化に加え、 時効処理による時効 硬化を加えることが最善であり、 か る処理によりばね限界値を 55 〜150kgf/mm2 にすることが有効であることを確認した。
すなわち、 本発明者らは第 1表に示す合金の内、 A, C , D , E, F , G, H, I , J , Κ, Mの各合金のスラブを上記と同様の工程 で箔を形成し、 更に得られた箔に時効処理を施した後、 上記と同様 の条件でコルゲー ト加工を施したところ、 0.2耐カ 120kgfZmm2 以 上、 ばね限界値 55kgf Zmm2 以上の試験 o.1〜20において、 波付け 加工速度が 10m/min と 20mZmin の 2条件とも良好な波付け加工 を行う ことができた。
一方、 試験 No.21は時効処理の加熱温度が 60'Cと低いため、 ばね限 界値が 29kgf /mm2 と低く、 試験 No.27， 28はばね限界値が 55kgi / 雌2 以上あったにもか ^わらず 0.2%耐力が 120kgfノ讓 2 以下と低 いため、 いずれも高速コルゲー ト加工を行う ことができなかった。 また、 試験 No.22は時効処理を施さずに 50kgf /mm2 のばね限界値 を有していたが、 高速コルゲー ト加工を行う ことができなかった。 従ってばね限界値は少く とも 55kgf /ran2 以上の値を必要とする。 なお、 ばね限界値は高い程よいが 0.2%耐力と同様の理由で 150kgf /譲2 以下が望ま しい。
また、 第 2表から時効処理の加熱温度は 80'C以上が必要であるこ とがわかり、 同時に、 あまり高温では転位の回復が起って逆に素材 が軟化するため、 上限の温度を 500'C とする。 加熱時間は高温加熱 ほど短時間でよ く、 たとえば 300'Cでは 1秒以上でよい。 加熱雰囲 気は大気中でもよいが、 真空中や不活性ガス等の無酸化雰囲気中で 加熱してもよい。
特性評価として、 0.2%耐カは JIS Z 2241の引張試験により、 ば ね限界値は JIS H 3130のモーメ ン ト式試験より求めた。 波付け加工 性の評価は、 O ： 割れなし、 厶 ： 割れ若干発生、 X ： 通板不可の 3 段階で評価した。
次に本発明の成分限定について説明する。
Crはステンレス鐧の耐食性および耐酸化性を確保する基本元素で ある。 本発明においては 10%未満ではこれら特性が十分確保されず、 一方 40%を超えて舍有すると熱延板の靱性が低下するので製造性が 低下する。 従って、 Crの成分範囲を 10%以上 40%以下とした。
A1は本願においては耐酸化性を確保する基本元素である。 1 %未 満では耐酸化性が低下する。 また、 10%を超えると熱延板の靱性が 低下するので製造性が低下する。 従って、 A1の含有量は 1 %以上、 10%以下とする。
一方、 その他耐酸化性、 靱性および強度を向上させる成分元素を 加えることができる。 以下にその成分組成の作用と望ま しい量を述 ベる。
耐酸化性を上げる元素としてば希土類元素の Y, Ln (Lanthanoid 但し、 Lnは La， Ce, Pr, Ndの混合物） 、 La， Ceがあり、 これらの元 素はステンレス鋼と酸化皮膜との密着を強固にし耐酸化性を向上さ せるのみならず、 箔としての寿命を著しく 向上させる。 Y, Ln, La, Ceの 1種または 2種以上が総量で 0.01%未満の場合は効果が十分確 保されなく、 一方、 1 %を超えて舍有する場合にはこれらの性質が 飽和する上、 非常に高価な元素であるため原料コス トが著しく高い ものになってしまう。 従って、 排気ガス浄化装置用メ タル担体の素 材成分として Y, Ln, La, Ceの 1種またば 2種以上を総量で 0.01 % 以上、 1 %以下舍有することが望ましい。
同じく、 Π, Nb, Ta, V， Iて、 Hfはそれぞれ窒化物あるいは炭化 物を形成して固溶 C, Nを減少させるとともにステンレス鐧の熱閭 圧延中に導入される転位上に折出して組織を微細化させ熱延板靱性 を向上させる。 しかしながら、 これら元素の 1種または 2種以上を 総量で 0.01%未満の場合は効果が十分確保されなく、 一方、 総量で 5 %を超えて舍有する場合には、 その効果が飽和または低下する上、 高価な元素であるためコス ト面で不利となる。 従って、 Ti, Nb, Ta, V, Iて, Hfは、 0.01%以上、 5 %以下舍有することが望ましい。
さらに、 Mo, Wはステンレス鋼の強度を向上させる元素である。 これらの元素の 1種または 2種が 1 %未満の場合には、 この効果が 十分確保されない。 一方、 総量で 5 %を超えて舍有する場合には、 この効果が飽和するとともに熱延板の靱性が著しく悪く なる。 従つ て、 Mo, Wは 1 %以上、 5 %以下含有することが望ましい。
以上の成分を舍有する材料から、 本発明が目的とする強度とばね 限界値を有するステンレス箔を得ることができる。 図面の簡単な説明
第 1図は 20Cr— 5 A1鐧箔の加工硬化特性を示すグラ フである。 第 2図は箔付け加工割れ感受性と、 箔の引張強さ及び耐折れ強さ の関係を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
次に本発明を実施するための最良の形態について説明する。
先ず、 前述の化学成分を有する合金を溶製し、 ィ ンゴ ッ トを形成 し、 これに分割圧延、 熱間圧延を行い、 または連続寿造して得られ た铸片を熱間圧延し、 2.5〜 6.0咖の厚さの熱延板を形成する。 該熱延板に冷間圧延を行って 0.6〜 1.5議の厚さの冷延板を形成 し、 850〜1000て、 10〜60秒保持の焼鈍を施し、 次いで第 1パスか ら最終バスまでの全圧下率を 75〜98%とする冷間圧延を行って板厚 0.050〜 0.150讓の箔を製造する。
なお、 上記焼钝を中間焼鈍とし、 該中間焼鈍を行った後冷間圧延 して 0.2〜 0.8譲の冷延板を形成し、 次いで 850〜1000'C、 10〜60 秒保持の最終焼鈍を施し、 続いて全圧下率 75〜94%の冷間圧延を行 つて上記と同様の箔を製造してもよい。
以上の製造工程で得られた箔は 0.2%耐力で 120〜200kgf/卿2 という高強度特性を有することができる。
第 1図は 20Cr— 5 A1— O.Un — 0.05Π鐧箔 （第 1表の合金系 A ) の加工硬化特性を示すダラフである。 箔の加工硬化特性を全圧下率 と 0.2%耐カ、 引張強さ、 伸びとの関係で示している。 0.2%耐カ. 引張強さはともに全圧下率が 40%近傍まで急激に増加し、 それ以上 の圧下率では 75%近傍まで緩慢に増加し、 さらに高圧下率にすると 強度は再度顕著に増加する。 一方、 伸びは圧下率が 20%まで急激に 低下し、 それ以上の圧下率では伸びは約 1 〜 2 %で一定になる。 し たがって、 箔を高強度化するためには高圧下率にする必要があるこ とが分かる。 本発明対象範囲は全圧下率 75%以上である。
第 2図は 20Cr— 5 Al— O.lLn -0.05ΤΪ (Ti添加箔） 鐧箔 （合金系 A ) および 20Gr— 5 A1— 0.4Ln — 0.16Mb (Nb添加箔） 鐧箔 （合金系 B ) (0.052腿） の波付け加工割れ感受性と、 箔の引張強さおよび耐 折れ強さの閬係を示す。 全圧下率 74%の箔は 300〜400 回の操り返 し曲げ試験で破断するが、 全圧下率 87%以上の箔ば 600回程度で破 断する。 この镍り返し曲げ試験結果は、 箔材の割れは低強度の材料 で発生しやすく、 高強度の材料では発生しにく い傾向があることを 示している。 したがって、 箔圧延の全圧下率を高めて箔を高強度化 することにより、 繰り返し曲げ試験における箔の耐折れ強さが向上 し、 箔破断発生抑制効果が髙く なること、 すなわち箔を高強度化す ることにより波付け加工性が改善されることが分かる。
なお、 前記熱延扳は双ロール方式の移動鐯型によって熱延板の厚 みに相当する鋼帯を直接連続铸造することで得るようにしてもよい。
睐
Figure imgf000011_0001
0 I
Figure imgf000012_0001
eisio/z6df/JOd S£Z£l/£6 OA 次に、 lOm/min 以上の高速波付け加工を行う場合は、 上記箔に 80〜500 て、 0.1〜30分保持の時効熱処理を施す。 この処理により 55〜： L50kgf/腿2 というバネ限界値を有することができる。
このように 0.2%耐力で 120〜200kgf /難2 の強度と 55〜： I50kgf Z腿2 のパネ限界値を有すると、 20〜50m/min の波付け加工速度 で高速加工しても箱に割れは発生せず良好な波付け加工性を得るこ とができる。 実施例
実施例 1.
第 3表は本発明対象材 （第 1表 ： 合金系 A〜 G ) および比較材 (同表合金系 A ) の波付け加工テス ト結果を示している。 本発明対 象材 1 は、 20Cr— 5 A1— O.llLn— 0.05Ti鐧 （合金系 A ) スラブを熱 間圧延し、 冷間圧延して 1 腿厚にした後焼鈍処理を施し、 次いで
0.052讓まで圧延したもので、 すなわち全圧下率を 95%とすること により 0.2%耐カ lSAkgfZmm2 の高強度箔を作製したものである。 本発明対象材 2〜 4 は、 20Cr— 5 A1 - 0.09Ln - 2.5Mo 鐧 （合金系 C ) 20Cr- 5 Al -0.08Y -1.2Ta 鐧 （合金系 D ) および 20Cr— 5 A1— 0.04Ln— 0.16Nb鐧 （合金系 B ) を 0.4鍾厚で焼钝処理を施した後、 0.052難まで圧延したもので、 すなわち全圧下率を 87%とすること により 0.2%耐カをそれぞれ 127kgfノ讓 2 , 126kgfノ讓 2 , 123kgf Z譲2 の高強度箔を作製したものである。 本発明対象材 5 〜 7 の 20 Cr- 5 Al -0.09Ln-1.7 W鐧 （合金系 E ) 、 20Cr - 5 Al - 0.06Ln— l.lZr 鐧 （合金系 F ) および 20Cr— 5 Al— 0.06Ln— 0.6 V -0.2Hf 鐧 （合金系 G ) は、 0.6譲厚で焼鈍処理を施して全圧下率を 91%と し、 0.2%耐カをそれぞれ lSlkgfZmm2 , 130kgf /mm2 , 133kgf/ 薦 2 の高強度箔を作製したものである。 一方、 比較材は本発明対象 材 1 と同じ成分の 20Cr— 5 Al— O.llLn— 0.05Ti鐧を 0.2讓で焼鈍処 理を施した後、 0.052mmまで圧延し、 すなわち全圧下率を 74%とし， 0.2%耐カを 118kgf /miz の箔を作製したものである。
波付け加工テス トは、 波付け加工速度を 3 m/min , 6 m/min , 8 m min , lOm/rain と種々変化させて行った。 波付け加工性の 評価は、 〇 ：割れなし、 Δ ： 割れ若干発生、 X ： 通板不可の 3段階 で評価した。 テス トの結果、 本発明の高強度箔は 3 m/min から 10 m/min のいずれの波付け加工速度であっても箔に割れは発生せず 良好な波付け加工性を示した。 一方、 比較材は波付け加工速度 3 m
/min の低速であっても箔に割れが若干発生し、 さらに加工速度を
アップすると通板が不可能になった。 したがって、 圧延の全圧下率
をァップして箔を髙強度化することにより箔の波付け加工性が向上
し箔の割れ発生を抑制できることが分かる。
i
2 第 3 表
GO
Figure imgf000015_0001
o：割れなし Δ ：割れ若干発生 X：通板不可
実施例 2.
第 4表は時効処理した本発明対象材 （第 1表より選択） および比 較材 （同） の波付けテス トの結果を示している。 本発明対象材 9 は 20Cr— 5 Al— (KllLn— 0.05Π鐧 （第 1表合金系 A) の連続铸造铸片 を熱間圧延し、 冷間圧延して 1.2 瞧厚にした後、 中間焼鈍し、 0.6 臓まで圧延した後最終焼鈍し、 次いで 0.052纏まで圧延したもので、 すなわち全圧下率を 91%とすることにより 0.2%耐力で lSlkgfZim2 の髙強度箔を作製し、 引続き 500'C X 1分の時効焼鈍を施し、 ばね 限界値を 88kgf / z にしたものである。
本発明対象材 10〜12および: は第 1表合金系 C , E, Gおよび M の材料に前記 9 と同様の工程 （但し、 全圧下率は第 4表に示すとお り） で処理して、 0.2%耐カとして、 128kgfノ醒 2 , 137kgf/mniz , 129kgf /nnn2 および 132kgfZiM2 を、 またばね限界値として、 lOlkgf Zinni2 , 96kgf/nnn2 , lOSkgfZ讓 2 および 97kgfZmm2 をそれぞ れ有する高強度箔を作製した。
本発明対象材 13は 20Cr— 5 A1鐧 （第 1表合金系 H ) スラブを熱間 圧延し、 冷間圧延して 1咖厚のス ト リ ツプにした後焼鈍を施し、 し かる後 0.052mmまで圧延したもので、 すなわち全圧下率 95%とする ことにより 0.2%耐力で 139kgfZ腿2 の高強度箔を作製し、 引続き 20ITC X 1分の時効焼鈍を施し、 ばね限界値を lOlkgf/讓 2 にした ものである。
一方、 比較林 15, 16は本発明対象材 1 と同じ成分のスラブ （第 1 表合金系 A) を熱間圧延し、 冷間圧延してそれぞれ 1.0雌厚、 1.2 雌厚のス トリ ップにした後、 中間焼鈍し、 0.2腿， 0.6画まで圧延 した後最終焼鈍し、 次いで全圧下率 74%、 91%で冷間圧延して 0.052 績厚の箔を作製し、 引続き 200'C X l分、 600'C X 5分の時効焼鈍 を施したものである。 波付けテス トは波付け加工速度を lSmZmin , 16m/min , 20m /min , 23m/min と種々変化させて行った。 テス トの結果は本発 明の高強度箔は 13〜20m/min のいずれ加工速度であつても箔に割 れは発生せず良好な波付け加工性を示した。 加工速度が 23 mノ min の場合、 本発明対象材 9の時効焼鈍の処理温度が高かったため、 箔 割れが若干発生した。 一方、 比較材 15は全圧下率が 75%未満であつ たため 0.2%耐力が 115kgfZmm2 と低く、 時効処理が本発明の範囲 内であっても高速波付け加工時に破断して通板が不可能であつた。
また比較材 16は全圧下率は 91%と本発明の範囲内であつたが、 時 効処理が 500て以上の温度であったため 0.2%耐力が llBkgfZmni2 と本発明範囲外となり、 ばね限界値を満足したとしても高速波付け 加工は不可能であつた。
第 4 表
en
Figure imgf000018_0001
0：割れなし Δ：割れ若干発生 X：通扳不可
産業上の利用可能性
以上詳述したごと く、 本発明はステンレス鋼箔の波付け加工性を 著るし く向上せしめたので自動車排ガス浄化触媒用メ タル担体で用 いる波付き鐧箔の製造に好適であり、 また、 波付け加工前の高温焼 鈍工程が不要であるとともに高速波付け加工を可能としたため、 設 備コス トに有利な上にメ タル担体等の製造コス トが低減できるなど その工業的効果は大きい。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 合金主成分として、 Cr： 10〜40重量％及び M ： ：! 〜 10重量％ を舍有し、 かつ、 0.2%耐力で 120〜200kgf/麵 2 の強度を有する ことを特徴とする波付け加工用高強度ステンレス鐧箔。
2. 合金主成分として、 Cr ·· 10〜40重量％及び/ il： 1〜10重量％ を舍有し、 かつ 0.2%耐力で 120〜200kgfZim2 の強度及び 55〜： 150 kgf/mz のパネ限界値を有することを特徴とする波付け加工用高 強度ステンレス鐧箔。
3. 合金主成分として Cr .· 10〜40重量％及び A1 ： 1〜： 10重量％を 舍有するステンレス鐧薄板を冷間圧延し、 焼鈍し、 次いで第 1パス から最終パ'スまでの全圧下率を 75%以上とする冷間圧延を施すこと を特徴とする波付け加工用高強度ステンレス鐧箔の製造方法。
4. 前記薄板が熱間圧延材である請求の範囲 3項記載の製造方法。
5. 前記薄板が連続鐯造帯である請求の範囲 3項記載の製造方法。
6. 合金主成分として Cr ： 10〜40重量％及び A1 : 1〜： 10重量％を 舍有するステンレス鋼薄板を冷間圧延し、 中間焼鈍し、 冷間圧延し、 最終焼鈍し、 次いで第 1バスから最終パスまでの全圧下率を 75%以 上とする冷簡圧延を施すことを特徴とする波付け加工用高強度ステ ンレス鐧箔の製造方法。
7. 前記薄板が熱間圧延材である請求の範囲 6記載の製造方法。
8. 前記薄板が連続鐯造帯である請求の範囲 6記載の製造方法。
9. 合金主成分として Cr ： 10〜40重量％及び A】 ： 1 〜10重量％を 舍有するステンレス鐧薄扳を冷間圧延し、 焼鈍し、 次いで第 1バス から最終バスまでの全圧下率を 75%以上とする冷間圧延を施し、 引 続き 80〜500 ての温度範囲で熱処理を行う ことを特徴とする波付け 加工用高強度ステンレス箔の製造方法。
10. 前記薄板が熱間圧延材である請求の範囲 9記載の製造方法。
11 . 前記薄板が連続铸造帯である請求の範囲 9記載の製造方法。
12. 合金主成分として C r : 10〜40重量％及び A 1 ： 1 〜10重量％を 舍有するステ ン レス薄板を冷間圧延し、 中間焼鈍し、 冷間圧延し、 最終焼鈍し、 次いで第 1パスから最終パスまでの全圧下率を 75 %以 上とする冷間圧延を施し、 引続き 80〜500 'Cの温度範囲で熱処理を 行う こ とを特徴とする波付け加工用高強度ステ ン レス鐧箔の製造方 法。
13. 前記薄板が熱間圧延材である請求の範囲 12記載の製造方法。
14. 前記薄板が連続踌造帯である請求の範囲 12記載の製造方法。
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Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19743720C1 (de) * 1997-10-02 1998-12-24 Krupp Vdm Gmbh Verfahren zur Herstellung einer oxidationsbeständigen Metallfolie und deren Verwendung
DE19805563A1 (de) * 1998-02-11 1999-08-19 Emitec Emissionstechnologie Verfahren zum Herstellen eines Wabenkörpers mittels eines Hartblechs
FR2806940B1 (fr) * 2000-03-29 2002-08-16 Usinor Feuillard en acier inoxydable ferritique contenant de l'aluminium, utilisable notamment pour un support de catalyseur d'echappement de vehicule automobile et procede de fabrication dudit feuillard
DE10157749B4 (de) * 2001-04-26 2004-05-27 Thyssenkrupp Vdm Gmbh Eisen-Chrom-Aluminium-Legierung
DE10237446B4 (de) * 2002-08-16 2004-07-29 Stahlwerk Ergste Westig Gmbh Verwendung eines Chrom-Stahls und dessen Herstellung
US20080069717A1 (en) * 2002-11-20 2008-03-20 Nippon Steel Corporation High A1 stainless steel sheet and double layered sheet, process for their fabrication, honeycomb bodies employing them and process for their production
JP5012313B2 (ja) * 2007-08-17 2012-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 合金箔と排気ガス浄化装置用触媒担体
DE102008018135B4 (de) * 2008-04-10 2011-05-19 Thyssenkrupp Vdm Gmbh Eisen-Chrom-Aluminium-Legierung mit hoher Lebensdauer und geringen Änderungen im Warmwiderstand
CN101586181B (zh) * 2009-06-18 2010-09-15 无锡环胜金属制品有限公司 不锈钢软态薄带的生产方法
JP5970796B2 (ja) * 2010-12-10 2016-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 太陽電池基板用鋼箔およびその製造方法、並びに太陽電池基板、太陽電池およびその製造方法
JP6052853B2 (ja) * 2012-07-20 2016-12-27 株式会社東北総合研究社 帆立貝養殖用の係止ピンの切断方法
EP2933349B1 (en) * 2012-12-17 2018-09-05 JFE Steel Corporation Stainless steel sheet and stainless steel foil
CN212618600U (zh) * 2020-01-17 2021-02-26 天津雨昌环保工程有限公司 一种新型钢结构节能地暖设备

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56156740A (en) * 1980-04-07 1981-12-03 Armco Steel Corp Ferrite-free deposit-hardenable stainless steel
JPS5771898A (en) * 1980-08-15 1982-05-04 Gen Motors Corp Reinforcement of oxide whisker growth on stainless steel foil containing cold-rolled aluminum
JPS5724054B2 (ja) * 1978-08-12 1982-05-21
JPS58177437A (ja) * 1982-04-12 1983-10-18 アレゲニ−・ラドラム・スチ−ル・コ−ポレ−シヨン 鉄−クロム−アルミニウム合金および製品およびその製法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA1170481A (en) * 1980-01-28 1984-07-10 George Aggen Substrate for catalytic system and ferritic stainless steel from which it is formed
DE3780082T2 (de) * 1986-04-21 1993-01-14 Kawasaki Steel Co Rostfreier chrom-aluminium-stahl mit hoher bestaendigkeit gegen oxydation und abblaetterung und folien aus chrom-aluminium-stahl fuer katalysatortraeger in katalytischen konvertern.
JPH0672287B2 (ja) * 1989-11-28 1994-09-14 新日本製鐵株式会社 燃焼排ガス中での耐酸性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼箔
JPH04147945A (ja) * 1990-10-11 1992-05-21 Nisshin Steel Co Ltd 耐高温酸化性および靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼
JPH04354850A (ja) * 1991-05-29 1992-12-09 Nisshin Steel Co Ltd 耐高温酸化性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼
DE69213099T2 (de) * 1991-05-29 1997-01-23 Kawasaki Steel Co Eisen-Chrom-Aluminiumlegierung, Verwendung dieser Legierung für Katalysatorträger und Herstellungsverfahren dafür

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5724054B2 (ja) * 1978-08-12 1982-05-21
JPS56156740A (en) * 1980-04-07 1981-12-03 Armco Steel Corp Ferrite-free deposit-hardenable stainless steel
JPS5771898A (en) * 1980-08-15 1982-05-04 Gen Motors Corp Reinforcement of oxide whisker growth on stainless steel foil containing cold-rolled aluminum
JPS58177437A (ja) * 1982-04-12 1983-10-18 アレゲニ−・ラドラム・スチ−ル・コ−ポレ−シヨン 鉄−クロム−アルミニウム合金および製品およびその製法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP0572674A4 *

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Publication number Publication date
DE69229596D1 (de) 1999-08-19
JP3176403B2 (ja) 2001-06-18
US5411610A (en) 1995-05-02
EP0572674A1 (en) 1993-12-08
EP0572674B1 (en) 1999-07-14
DE69229596T2 (de) 1999-11-18
JPH05171362A (ja) 1993-07-09
EP0572674A4 (ja) 1994-03-30

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