WO2006043686A1 - 加工性に優れた高Ａｌ含有鋼板及びその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高Ａｌ含有鋼板及びその製造方法 Download PDF

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WO2006043686A1
WO2006043686A1 PCT/JP2005/019449 JP2005019449W WO2006043686A1 WO 2006043686 A1 WO2006043686 A1 WO 2006043686A1 JP 2005019449 W JP2005019449 W JP 2005019449W WO 2006043686 A1 WO2006043686 A1 WO 2006043686A1
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Toru Inaguma
Takayuki Kobayashi
Hiroaki Sakamoto
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Nippon Steel Materials Co., Ltd.
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    • Y10T428/1234—Honeycomb, or with grain orientation or elongated elements in defined angular relationship in respective components [e.g., parallel, inter- secting, etc.]

Definitions

  • the present invention relates to a high A1-containing steel sheet and metal foil, and a method for producing them.
  • A1 paper with iron added to aluminum is an alloy with high-temperature oxidation resistance and high electrical resistance. Increasing the A 1 concentration is expected to improve these characteristics, but at the same time, the toughness is lowered and the workability is significantly reduced. For this reason, the maximum A1 concentration that can be industrially mass-produced by ordinary steelmaking and rolling processes is only 6.5 mass%, and it improves the workability and manufactures high A1-containing steel sheets containing more A1. Mass production technology is awaited.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 4458 describes that the toughness of stainless steel containing A 1 concentration of 1 to 7 mass% is improved by making 70% or more of the solidified structure of the quenched ribbon into columnar crystals.
  • the cost increases. Therefore, as a method for producing a high Al-containing steel sheet, A1 or A1 alloy is adhered to the surface of a steel sheet having an A1 concentration of less than 6.5 mass% that can be mass-produced by ordinary steelmaking and rolling processes, and high A1 is obtained by diffusion heat treatment.
  • the technique to make it public is known.
  • Japanese Examined Patent Publication No. 4-80746 as a technique for efficiently rolling an A1 plating material, after Ni plating is applied to the surface of the steel sheet, A1 or A1 alloy is applied and rolled to the final product thickness.
  • a method for producing a metal carrier is disclosed in which diffusion heat treatment is performed after the metal carrier is processed and assembled.
  • Japanese translation of PCT publication No. 2003-520906 as a method of manufacturing a dimensionally stable Fe-Cr-A1 foil, a steel sheet is coated with A1 or A1 alloy, and the coating amount at that time is 0.5-5 mass% of the total mass.
  • Japanese Patent No. 3200160 as a method for producing an Fe_Cr-A1 alloy foil, A1 or A1 alloy is adhered to a stainless steel plate containing a specified amount of B, and adhering components are diffused in the steel plate by diffusion heat treatment. After forming a steel sheet containing ⁇ 10 mass%, cold rolling with a rolling reduction of 30% or more and annealing in the range of 800 ° C to 1200 ° C are performed once or more, so that B can be uniformly dispersed and It is described that the high temperature embrittlement properties are improved. In this manufacturing method, cold rolling and annealing are repeated after the diffusion heat treatment, resulting in a high cost. Disclosure of the invention
  • the method disclosed in Japanese Patent Publication No. 6-8486 and Japanese Patent Laid-Open No. 4458 uses a special additive element or a quenching device as a technique for improving the workability, and the cost is high. It becomes.
  • A1 or A1 The methods disclosed in JP-B-4-80746, JP-T 2003-5209Q6 and JP-B 32G0 160, in which an alloy is adhered to a steel plate and enriched by diffusion heat treatment, are mainly used. Although it has been published as a method for producing exhaust gas purification catalyst carrier (metal carrier), it is not a technique for improving the workability of high A1-containing steel sheets after diffusion heat treatment.
  • a high A1-containing steel sheet having excellent workability, a manufacturing method for mass-producing this steel sheet at a low cost, a high A1-containing metal foil, a manufacturing method thereof, and a high A1 Provided is a mail carrier using the contained metal foil.
  • the inventors of the present invention are excellent by controlling to a specific texture in a high A1-containing steel plate having an A1 content of 6.5111 & 33% or more and 10mass% or less. It has been found that processability can be imparted. Furthermore, A1 or A1 alloy is attached to a base steel plate containing A1 of 3.5 mass s3 ⁇ 4 or more and less than 6.5 mass s% to form a laminate, and this laminate is cold-rolled to impart processing strain, and thereafter By performing diffusion heat treatment, the texture of the A1 or A1 alloy adhered to the surface is diffused in the steel sheet, so that the texture of the high A1-containing steel sheet after diffusion heat treatment can be controlled within the scope of the present invention. We found that the workability was remarkably improved.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a honeycomb structure in which flat and corrugated foils of metal foil are rolled and wound, and at least a part of the metal foil is a high A1-containing metal foil according to (3).
  • a featured honeycomb structure A featured honeycomb structure.
  • a metal carrier obtained by brazing the 820 cam structure according to (4) with a metal outer cylinder and then supporting a catalyst layer.
  • a base material steel sheet containing A1 of 3.5 mass% or more and less than 6.5 mass% is attached to at least one side with A1 or an A1 alloy to form a laminate, and after cold working strain is applied to the laminate
  • Laminated body thickness t (nun) after cold rolling is in a range satisfying the relationship of the following formulas (d) to (ke): (10) or (11) manufacturing method of high AI content steel sheet according to (11)
  • x is the average Al concentration (mass3 ⁇ 4) of the steel sheet after diffusion heat treatment.
  • a method for producing a high A1-containing metal foil further comprising cold rolling the high A1-containing steel plate obtained by the production method according to any one of (7) to (17).
  • honeycomb structure in which a flat foil and a corrugated foil of metal foil are stacked and wound, wherein a part of the metal foil is the high AI-containing metal foil according to (19) Honeycomb structure.
  • Figure 1 shows the claims defined by the rolling reduction ratio and A1 concentration of the laminate (the formulas in the figure represent each line segment)
  • Fig. 2 shows the scope of claims defined by the thickness of the laminate after cold rolling and the A1 concentration (the formulas in the figure represent each line segment).
  • the present inventors searched for a method for improving workability against bending, drawing, rolling, etc. in a high A1-containing steel sheet having an A1 content of 6.5 mass s% or more and 10 mass s% or less. It was found that cracking and fracture can be suppressed very effectively by controlling to a specific range.
  • the A1 content of the high A1 steel sheet is less than 6.5 mass%, good workability can be obtained even if it is not the texture of the present invention. If it exceeds 10 mass%, the influence of an intermetallic compound or the like appears, and even if it is the texture of the present invention, excellent additive properties cannot be obtained. Accordingly, the A1 content is set to 6.5 mass% or more and 10 mass% or less.
  • the 12221 plane integration degree of the a-Fe crystal on the steel sheet surface is very high level of 60% or more and 95% or less, or (2001 plane integration degree is 0.01% or more and 15% or less extremely low level) Any one of the conditions is satisfied.
  • the measurement of surface integration is performed by X-ray diffraction using MoKoi line. More specifically, for each sample, there are 11 orientation planes of the ⁇ -Fe crystal parallel to the sample surface (U10 (200), 1211), 1310), (222), (321, (411), ( 420 332 (332), (521) 421) are measured, and each measured value is divided by the theoretical integrated intensity of the sample in a random orientation, then (200! Or (222! Intensity ratio as a percentage). This is expressed, for example, by the following formula (I) in the (200) intensity ratio.
  • i (hkl) The measured integrated intensity of the ihkl) plane in the measured sample I (hkl): The theory of the ihkli plane in the sample with random orientation Integral intensity
  • the integrated intensity of a sample having a random orientation may be obtained by preparing a sample and actually measuring it.
  • the texture of the contained steel sheet is as described above.
  • the desirable thickness of the high A1 containing steel sheet of the present invention is 0.015 mm or more and 0.4 mm or less, because if the thickness is less than 0.015 M, the production yield decreases.
  • the lower limit of the steel plate was 0.015 mm. If it exceeds 0.4 nim, it becomes difficult to obtain the texture of the present invention, and the workability deteriorates, so the upper limit of the thickness was set to 0.4 mm.
  • the texture of the steel sheet is maintained during rolling.
  • the a-Fe crystal 1222 ⁇ surface integration level with respect to the surface of the metal foil after hot rolling is extremely high, 60% or more and 95% or less, or (2001 surface integration degree is 0.01% or more and 15%
  • the high A1 content metal foil of the present invention was either cold-rolled or cold-rolled. Nevertheless, bending, drawing, etc., can be easily performed without softening treatment such as heat treatment under the influence of the texture.
  • i222j plane integration degree of the high A1 content metal foil after cold rolling is less than 60% and (2001 plane integration degree force is 5% or more), cracks and fractures tend to occur during drawing, bending, and rolling. (2221 surface integration degree is over 95%, and (200 i surface integration degree is less than 0.01%, the effect is saturated and the manufacturing becomes difficult.)
  • the texture was as described above, and the measurement of the area density is the same as the method described above.
  • the foil thickness range is preferably 5 to 100 m. This is because when the foil thickness is less than 5 m, the high-temperature oxidation resistance decreases, and when it exceeds 10, the wall thickness increases and the pressure loss of the exhaust gas increases, resulting in a catalyst carrier for exhaust gas purification. This is because it is not preferable.
  • a more preferable foil thickness is 10 to 60 m.
  • a corrugated structure made by corrugating a high A1-containing metal foil and then winding the flat foil and the corrugated foil increases the contact area with the exhaust gas and improves the exhaust gas purification capacity. Done to make it up. Since the metal foil of the present invention is excellent in workability, it can be easily corrugated and formed into a honeycomb structure as it is in cold rolling, and has excellent processing dimensional accuracy. small.
  • honeycomb structure As a metal carrier, for example,
  • a metallic outer cylinder is brazed to the honeycomb structure. Brazing is performed by heating the brazing material between 1000 ° C and 1200 ° C in a vacuum after the brazing material is placed between the corrugated and flat foil or between the honeycomb structure and the outer cylinder.
  • the honeycomb structure using the high Al-containing metal foil of the present invention has good brazing properties and excellent structural durability after brazing. This is because the high A1 content metal foil and honeycomb structure produced according to the present invention are excellent in workability and at the same time in toughness, and when used in exhaust gas as a metal carrier, Less breakage such as cracks and chips. Furthermore, when the catalyst layer is attached to the metal carrier of the present invention, the durability of the structure as the metal carrier is high. Therefore, the catalyst layer is hardly peeled off, and the exhaust gas purification ability is unlikely to deteriorate during its use.
  • the inventors of the present invention applied A1 or A1 alloy to a base steel plate containing A1 of 3.5 mass% or more and less than 6.5 mass s to form a laminate, and then cold-rolled the laminate, Subsequently, diffusion heat treatment was performed to produce a high A1 containing steel sheet having A1 of 6.5 mass% or more, and the high A1 containing steel sheet has the texture of the present invention and has excellent workability. It was. In particular, excellent processing is achieved by defining the reduction ratio during cold rolling of the laminate and the sheet thickness after cold rolling depending on the desired A1 concentration of the steel sheet after diffusion heat treatment. It was found that the high-A1 steel sheet can be processed more easily. In addition, preheat the steel plate before applying A1 or A1 alloy.
  • AI or A1 alloy is attached to a base steel sheet having an A1 concentration of 3.5 mass% or more and less than 6.5 mass% to form a laminate, and this laminate is cold-rolled to dislocation of the laminate.
  • the structure and the interface structure between the base steel plate and the A1 or A1 alloy layer are different from those obtained by conventional methods.As a result, the microstructure of the steel plate after high AI has been changed by diffusion heat treatment, resulting in improved workability. I believe it has improved. In addition, it is considered that the pre-heat treatment gave more effective changes in the structure to achieve excellent workability.
  • a steel plate containing ll of 3.5 mass% or more and less than 6.5 mass% is used as the base steel plate to which A1 or A1 alloy is attached. This is because the workability of the steel sheet after the diffusion heat treatment is improved when the base steel sheet contains 3.5 mass% or more of A1 in advance.
  • the reason why the A1 concentration is less than 6.5 mass% is that, as described in the background art, steel sheets containing 6.5 mass% or more of A1 have low toughness and poor workability, making it difficult to mass-produce. is there .
  • the upper limit of the base steel sheet is set to less than 6.5 mass%.
  • a more preferred range of AI concentration in the base steel sheet is 4.2 to 6. Omass%.
  • alloy components that can obtain the mechanical and chemical properties required for the final product as other elements are selected. For example, if high temperature oxidation resistance is required, select ferritic stainless steel with appropriate amounts of Cr and rare earth elements added. When high strength is required, steel sheets with elements that can achieve solid solution strengthening and precipitation strengthening are used.
  • Adhesion of A1 or A1 alloy to the steel sheet can be carried out by a fusion staking method, an electrolytic staking method, a dry process method, a cladding method, etc., and the effect of the present invention can be obtained by any method. it can. Also adhere It is also possible to add a desired alloy element to Al or Al alloy to be alloyed and to make it alloy at the same time as increasing A1. The amount of A1 or A1 alloy to be deposited is determined according to the thickness of the base steel plate at the time of deposition, the A1 concentration in the steel plate, and the desired A1 concentration after the diffusion heat treatment.
  • one side when 90mass% Al-10mass% Si AI alloy is adhered to both sides of a 0.4mm-thick base steel plate with 5mass% A1 concentration and the A1 concentration after diffusion heat treatment is 8.lmass%
  • the thickness of the A1 alloy is about 20 m.
  • a further feature of the present invention is that the conditions for cold rolling performed on a laminate in which A1 or an A1 alloy is adhered to a base steel plate containing A1 in the range of 3.5 mass% to less than 6.5 mass% are as follows: It is optimized depending on the average A1 concentration of the steel sheet.
  • the cold rolling of the laminate is performed to change the dislocation structure of the laminate and the interface structure between the base steel plate and the A1 or A1 alloy, and this cold rolling improves the workability of the steel plate after the A1 diffusion heat treatment. Greatly improved. As described above, this effect is significant when the A1 concentration of the base steel sheet is 3.5111 & 33% or more and less than 6.5mass%.
  • the present inventors have found that there exists an optimum cold rolling reduction ratio and thickness after cold rolling depending on the A1 concentration after diffusion heat treatment. It was
  • FIG. 1 shows a range in which a particularly preferable effect can be obtained in the present invention with respect to the reduction ratio 0! (%) Of the laminated body.
  • x is the average AI concentration after diffusion heat treatment.
  • the reduction ratio is 20 ⁇ ⁇ 95 is that the reduction ratio power is less than 20% regardless of the A1 concentration. This is because since the amount of applied strain applied is small, a large workability improvement effect cannot be obtained. If it exceeds 95%, further improvement in workability will not be recognized, and there will be a problem that A1 will partially peel off.
  • the reason for 40 ⁇ -300 ⁇ is that the higher the A1 concentration, the lower the toughness of the steel sheet after diffusion heat treatment and the lower the workability.
  • the present invention is intended for a method for producing a steel sheet containing a high A1 concentration of 6.5 mass% or more, which is difficult to produce by a normal steelmaking / rolling process, after diffusion heat treatment in the range of the rolling reduction of the laminate
  • the AI concentration X was set to x ⁇ 6.5 ma ss%.
  • FIG. 2 shows a range in which a particularly preferable effect can be obtained in the present invention with respect to the laminate thickness t (mm) after cold rolling.
  • x (ni a s s%) is the average A1 concentration after the diffusion heat treatment.
  • the reason why the laminate thickness t (mm) after cold rolling is 0.0015 ⁇ t ⁇ 0.4 is that if the laminate thickness after cold rolling is less than 0.01 mm, the laminate is cooled. During rolling, problems such as peeling off of the partially adhered A1 or A1 alloy occurred and the yield was lowered, so the lower limit of t was set to 0.015 dragon.
  • the A1 diffusion heat treatment requires a high temperature or long time heat treatment, and it becomes difficult to obtain the effect of the present invention that the workability after the A1 diffusion heat treatment is improved.
  • the reason for t ⁇ - 0. 1 2 8 X + 1. 298 is that the higher the A 1 concentration, the lower the toughness of the steel sheet after the diffusion heat treatment and the lower the workability. This is because, in order to exhibit the effect of the present invention, the higher the A1 concentration, the smaller the laminate thickness t after the cold rolling.
  • the present invention is intended for a method of manufacturing a steel sheet containing a high A1 concentration of 6.511 & 35% or more, which is difficult to manufacture by a normal steelmaking / rolling process, and therefore, within the range of the thickness after cold rolling.
  • the A 1 concentration X after diffusion heat treatment was x ⁇ 6, 5 mass%.
  • the laminate thickness t after the cold rolling is set within the above range to produce a high A1-containing steel plate having excellent workability. be able to.
  • cold rolling was cited as the optimal method for introducing work strain.
  • the effects of the present invention can also be obtained by using other methods such as a punching method and a shot peening method that can impart other processing strain.
  • the diffusion heat treatment temperature is desirably 800 ° C to 1250 ° C. This is because if it is less than 800 ° C. or more than 1250 ° C., it is difficult to obtain the effect of the present invention showing excellent workability after diffusion heat treatment.
  • As the diffusion heat treatment time an appropriate time is selected for diffusing the A 1 or A 1 alloy adhering to the surface into the steel sheet. However, it is not always necessary to make the A1 or A1 alloy adhered to the surface uniform in the steel sheet.
  • the effect of the present invention that improves the workability can be obtained under any conditions of the heat treatment atmosphere, such as a vacuum atmosphere, an Ar atmosphere, and a non-oxidizing atmosphere such as ( 2) atmosphere.
  • a preliminary heat treatment at 700 ° C. or higher and 1 100 ° C. or lower on the base steel plate before attaching the A 1 or A 1 alloy.
  • This preliminary heat treatment rearranges the dislocation structure accumulated during the manufacturing process of the selected base steel sheet, and it is desirable to cause recrystallization, but it is not always necessary to cause recrystallization.
  • the temperature is lower than 700 ° C., the change of the dislocation structure is less likely to occur in order to obtain the better effect of the present invention.
  • the temperature exceeds 1 100 ° C, an unfavorable oxide film is formed on the surface of the steel sheet and adversely affects the subsequent adhesion of A1 or A1 alloy and cold rolling.
  • the pre-heat treatment atmosphere can obtain the above-described effect under any conditions in a vacuum, an inert gas atmosphere, a hydrogen atmosphere, or a weakly oxidizing atmosphere. Conditions that do not form an oxide film on the surface of the steel sheet that adversely affects the adhesion of A1 alloy and the subsequent cold rolling are required.
  • the time for the preliminary heat treatment does not need to be specifically limited, but considering the manufacturability of high A 1 steel sheet, it is suitable within several seconds to several hours.
  • high heat treatment after diffusion heat treatment is achieved by performing pre-heat treatment on the base steel plate, adhesion of A 1 or A 1 alloy and cold rolling within the optimum range.
  • the texture of the contained steel sheet is within the scope of the present invention, and the workability is remarkably improved as compared with that by the conventional manufacturing method.
  • the high A1-containing steel sheet obtained by the present invention can be efficiently cold-rolled at a high reduction rate of, for example, 5% or more per pass, and is a metal having a thickness of 5 to 100 ⁇ m. It can be easily processed into foil.
  • high A1-containing steel sheets and high A1-containing metal foils manufactured in accordance with the present invention have excellent workability, such as automotive materials, electric heating materials, chemical plan materials, piping materials, etc. Useful for applications.
  • a metal foil using the present invention when used as a metal carrier, it is useful as a metal carrier not only with high-temperature oxidation resistance but also with excellent structural durability and catalyst layer peeling characteristics.
  • the chemical composition of the high A1-containing steel sheet after diffusion heat treatment obtained by the present invention is not limited except for the A1 concentration, but as a typical composition range (mass%), Al: 6.5 to 10% C: 2% or less, S: 0.1% or less, P: 0.1% or less, Si: 1 or less, Mn: 2% or less, balance: iron and unavoidable impurities, depending on the characteristics required for the final product, Cr: 30% or less, Ni: 15% or less, Mo: 2% or less, W: 2% or less, V: 2% or less, Ti: ⁇ or less, Nb: 2% or less, B: 0.1% or less, Cu: 1% or less, Co: 10 or less, Zr: or less, Y: l% or less,: 1 ⁇ : 1% or less, La: l% or less, Ce: l% or less, N: 0.1% or less, etc. Select alloy components.
  • Al 6.5 to 10% C: 2% or less
  • S 0.1% or less
  • P 0.1% or less
  • Example 1 the workability of the high A1 steel sheet after diffusion heat treatment with respect to the A1 concentration of the base steel sheet was examined. For the texture, X-ray diffraction was used to obtain ⁇ 2221 plane integration degree parallel to the steel plate surface and 12001 plane integration degree. The measuring method is as described above. Table 1 shows the results.
  • A1 alloy was adhered to the base steel sheet having each A1 concentration by the fusion A1 plating method.
  • the composition of the plating bath was 90% A1-10% Si, and A1 alloy was deposited on both sides of the steel plate.
  • the thickness of the deposited A1 alloy was adjusted as shown in Table 1 so that the A1 concentration after diffusion heat treatment was constant.
  • the laminate with the A 1 alloy adhered was cold-rolled to a thickness of 0.1.
  • Table 1 shows the rolling reduction ratio of the laminate of each A1 concentration sample.
  • A1 diffusion heat treatment was performed in a reduced-pressure hydrogen atmosphere at 1000 ° C. for 2 hours to diffuse A1 adhering to the surface into the steel sheet.
  • the average A1 concentration after A1 diffusion heat treatment was about 7.5 mass% for all samples.
  • the workability was evaluated by a tensile test at room temperature and the tensile elongation at break. Tensile test specimens were collected and the tensile test method was performed in accordance with JIS Z 2201 and JIS Z 2241 (the tensile test was also performed in accordance with HS standards in the following examples).
  • the A1 concentration of the base steel sheet is 3.5111 & 33% or more. It can be seen that in Examples 1 to 5 of the present invention where W is less than 6.5 mass%, the tensile elongation at break is improved. Inventive Examples 2 to 4 having an A 1 concentration of 4.2 to 6.0% showed particularly excellent elongation at break. About these, in any case, the 221 plane integration degree was 60% or more, and (2001 plane integration degree was 15% or less, and was included in the range of the high A1 content steel sheet of the present invention. On the other hand, in Comparative Examples 1 to 3, the (222) plane integration degree was less than 60% and 1200) the plane integration degree was more than 15%, which was not included in the scope of the present invention.
  • Example 2 the effect of the reduction ratio of the laminate on the average Al concentration after the diffusion heat treatment on the workability of the steel sheet after the diffusion heat treatment was examined.
  • mass C: 0.05%, Si: 0.3%, Mn: 0.2%, Al: 4.53 ⁇ 4, Cr: 17%, balance: Ingots containing components containing iron and inevitable impurities did .
  • the sheet thickness was reduced to 3 mm by hot rolling and then rolled to a predetermined sheet thickness by cold rolling.
  • the adhesion of A1 was performed by the molten A1 plating method.
  • the composition of the plating bath was 95% A ⁇ 5% Si.
  • A1 alloy was adhered to both sides of the steel plate. Thereafter, cold rolling was performed to the laminate thickness after cold rolling shown in Table 2.
  • the thickness of the base steel plate before adhesion of the A1 alloy and the thickness of the deposited A1 alloy were adjusted so that the average A1 concentration after the diffusion heat treatment and the rolling reduction of the laminate were achieved.
  • Table 2 shows the thickness of the base steel plate before adhesion of the A1 alloy and the thickness per side of the deposited A1 alloy.
  • the thickness of the laminate after cold rolling was kept constant, and samples with different reduction ratios were produced. Thereafter, A1 diffusion heat treatment was performed in an Ar atmosphere under the conditions shown in Table 2, and the A1 alloy adhered to the surface was diffused in the steel sheet.
  • Table 2 shows the results of analysis of average A1 concentration after A1 diffusion heat treatment. The workability was evaluated by conducting a tensile test at room temperature and evaluating the tensile elongation at break.
  • the 1222) plane integration degree parallel to the steel sheet surface and the 12000) plane integration degree were determined and shown in Table 2.
  • the measurement method is as described above.
  • the sample with a rolling reduction of 0% is a conventional manufacturing method in which the A1 diffusion heat treatment is performed without rolling the laminate.
  • the elongation at break was low, 0.5% to 2%.
  • the 221 surface integration degree was less than 60%, and the 001 surface integration degree was more than 15%, and none of them was within the scope of the present invention.
  • the elongation at break improved compared to the conventional method in which only the A1 diffusion heat treatment was performed by rolling the laminate.
  • the average Al concentration after diffusion heat treatment was 6.5 mass%
  • the elongation at break was greatly improved when the rolling reduction of the laminate was 20% or more.
  • the A1 concentration was 7 mass%
  • the elongation at break was greatly improved when the rolling reduction of the laminate was 22% or more.
  • the A1 concentration was 7.5 mass%
  • the elongation at break improved significantly when the rolling reduction of the laminate was 22% or more.
  • the 1 concentration was 8.3 mass%
  • the elongation at break improved when the rolling reduction of the laminate was 35% or more.
  • Table 2 shows the lower limit value of the reduction ratio ⁇ ) for each A1 concentration X (mass%) in order to clarify the range of the reduction ratio in which the effect of the present invention is more prominent.
  • Example 3 the workability of the steel sheet after diffusion heat treatment was examined when the reduction ratio of the laminate was kept constant with respect to the average A1 concentration and the thickness of the laminate after cold rolling was different.
  • the thickness of the steel sheet and the amount of A1 alloy adhering before adhering the A1 alloy are the same as in Example 2 so that the average A1 concentration after the A1 diffusion heat treatment and the reduction ratio of the laminate are achieved. Adjusted.
  • Table 3 shows the thickness of the steel sheet before adhesion of the A1 alloy and the thickness per side of the deposited AI alloy. Thereafter, A1 diffusion heat treatment was performed in a hydrogen atmosphere under the conditions described in Table 3, and the A1 alloy adhered to the surface was diffused into the steel sheet.
  • Table 3 shows the results of analysis of average A1 concentration after A1 diffusion heat treatment. The workability was evaluated by conducting a tensile test at room temperature and evaluating the tensile elongation at break.
  • the ⁇ 2221 plane integration degree and the (200) plane integration degree were determined and shown in Table 3.
  • the measuring method is as described above.
  • the elongation at break was further improved in the range where the thickness of the laminate after cold rolling was 0.4 mm or less.
  • the elongation at break was further improved when the thickness of the laminate was 0.4 mm or less.
  • the elongation at break was further improved when the thickness of the laminate was 0.3 mm or less.
  • the elongation at break was further improved when the thickness of the laminate was 0.2 mm or less.
  • the laminate thickness should be 0.05 mm. The elongation at break improved.
  • any A1 concentration when the thickness of the laminate after cold rolling was 0.01 mm, there was a problem that the partially attached A1 peeled off.
  • laminate thickness! When (mm) is 0.01 dragon, a problem arises in that the AI alloy partially adhered when the laminate is cold-rolled, resulting in a decrease in yield.
  • the high A1 content steel sheet produced by the method of the present invention described above has a 221 plane integration degree parallel to the steel sheet surface of 60% or more, or (2001 plane integration degree of 15% or less, one or both of It was confirmed that it was within the scope of the present invention.
  • Examples 41, 47, 53, 58 and 61 of the present invention have a problem that A1 partially peels off.
  • Example 4 the effect of the preliminary heat treatment was examined. Using a vacuum melting method, ingots of components containing C: 0.01%, Cu: 0.4%, Al: 5.2%, Cr: 19%, Nb: 0.4%, iron and inevitable impurities are contained in mass%. Made. The sheet thickness was set to 3MI by hot rolling and then rolled to a sheet thickness of 0.38mm by cold rolling. Thereafter, preliminary heat treatment for 30 minutes was performed in an Ar atmosphere at the temperatures shown in Table 4. However, in Example 62 of the present invention, no preliminary heat treatment was performed. Next, A1 foil with a foil thickness of 9/2 m was laminated on both sides of the steel sheet to form a laminate, and this laminate was cold-rolled to 0.1 mm.
  • the rolling reduction of the laminate at this time is 75%.
  • Al diffusion heat treatment at 1000 ° C. for 2 hours was performed in a vacuum atmosphere, and the A1 foil adhered to the surface was diffused in the steel sheet.
  • the analysis results of average A1 concentration after A1 diffusion heat treatment were all 7 mass%.
  • the workability was evaluated by conducting a tensile test at normal temperature and evaluating the tensile elongation at break.
  • the (2221 plane integration degree and (2001 plane integration degree) which were parallel to the steel sheet surface, were obtained and shown in Table 4. The measurement method is as described above.
  • Example 68 of the present invention in which the preliminary heat treatment was performed at 1,200 ° C., when the laminated body bonded with the A1 foil was cold-rolled, there was a problem that A1 was partially peeled off. From the above results, it was confirmed that the workability of the high A1 steel sheet after the A1 diffusion heat treatment was further improved by performing the preliminary heat treatment at a temperature of 700 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower according to the example of the present invention. In any high A1 content steel sheet, the (222) plane integration degree parallel to the steel plate surface is 60% or more, or the surface integration degree is 15 or less. It was confirmed that it was in the range of. Table 4
  • Example 5 workability was evaluated under various conditions.
  • the sample manufacturing method was the same as in Example 3. However, for some samples, the base steel plate before adhering the A1 alloy was preliminarily treated with a hydrogen atmosphere for 1 minute at the preheating temperature shown in Table 5. Heat treatment was performed. Table 5 shows the manufacturing conditions, the thickness of the base steel plate before adhesion of the A1 alloy, the pre-heat treatment temperature, the thickness per side of the deposited A1 alloy, the thickness of the laminate after cold rolling, the thickness of the laminate The rolling reduction, the A1 diffusion heat treatment conditions, and the analytical values of the average A1 concentration of the steel sheet after the A1 diffusion heat treatment are shown. The evaluation of workability was also the tensile elongation at break as before. Also, using X-ray diffraction, the 22) plane integration degree parallel to the steel sheet surface and the (2001 plane integration degree) were obtained and shown in Table 5. The measurement method is as described above.
  • Example 7 of the present invention in which the reduction ratio of the laminate after A1 adhesion was 75, 83, 88% and the thickness of the laminate was 0.1, 0.07, 0.05 mm, and the reduction ratio was increased to reduce the thickness.
  • the elongation at break increased to 12, 13 and 14%, respectively.
  • Example 80 of the present invention in which the rolling reduction of the laminate after A 1 adhesion was 90% and the thickness of the laminate was 0.02 mm, the elongation at break was improved to 11%.
  • the elongation at break was low, 0.5% to 2%.
  • the high A1-containing steel sheet is within the scope of the present invention, which is parallel to the steel sheet surface (2 221 surface integration degree is 60% or more, or 001 surface integration degree is 15 or less, or one or both of the following. It could be confirmed.
  • Example 6 the workability of the steel sheet after diffusion heat treatment was evaluated as to whether it could be cold-rolled, and the oxidation resistance was further evaluated. In addition, the (2221 plane integration degree and ⁇ 2001 plane integration degree of the high A1 content metal foil obtained after cold rolling were measured and compared with the subsequent evaluation of the bending workability of the metal foil.
  • Example 5 Is it possible to cold-roll high-A1 steel sheets after diffusion heat treatment to 0.02 mm using the samples of Comparative Examples 10, 11 1, 12, 13 and Invention Examples 69, 71, 74, and 78 produced in Example 1? As shown in Table 6, the steel sheets of Comparative Examples 10, 11 1, 12, and 13 broke several times around the beginning of rolling up to 0.02 mm, and the rolling workability was extremely poor. Inventive Samples 69, 71, 74, and 78 all had excellent workability and could be rolled to 0.02 mm without breaking.
  • the resulting 0.02 mm thick metal foil was cut out and held at 1 100 ° C in the atmosphere, and the oxidation resistance of the foil was measured until the abnormal oxidation in which the mass increase per unit volume increased rapidly.
  • the time required for abnormal oxidation to start is 6 in comparison with conventional steel (contains a thickness of 10 / m) that can be produced by a conventional steelmaking and rolling process that contains an A1 concentration of 5 mass%.
  • Inventive Sample 69 of 5% A1 is double the 5% A1 material, 7.5% of Invented Sample 71 of 5% A1, 2.9 times in Invention Example 71 of 3. In A1 of the present invention example 78, it was improved by 4.4 times.
  • high A 1 content obtained by controlling within the scope of the present invention Steel sheets can be easily processed into thin metal foils by cold rolling. Furthermore, the high A1 content metal foil obtained by cold rolling also has a texture within the scope of the present invention and has excellent workability. It turns out that bending is possible. These high A1 content metal foils have excellent high temperature oxidation resistance, and can be applied to metal carriers and the like.
  • Example 7 a metal carrier was assembled, and the structural durability and the adhesion of the catalyst layer were investigated.
  • a foil material a thick metal foil A prepared by rolling the sample of Invention Example 74 to 0.03 thigh was prepared. Further, as a comparative example, the A 1 concentration of the base steel plate is 1.5 mass%, and other additive elements are fused to the base steel plate having a thickness of 0.36 mm as in Example 74 of the present invention.
  • a 90% Si-10% A1 alloy was adhered to both sides of 42 m per side by the method, and a laminated metal foil B rolled to 0.03 mm without diffusion heat treatment was prepared.
  • Each of the A and B foils was corrugated and Ni-based wax was applied, and then the corrugated foil and the flat foil were wound on top of each other to form a honeycomb structure having a diameter of 80 mm.
  • This two-cam structure is placed in an outer cylinder made of ferrite stainless steel and heat-treated in air 1 at 180 ° C for 20 minutes.
  • Foil A is brazed and foil B is brazed
  • a 1 Diffusion heat treatment was performed.
  • the A 1 concentrations of foil A and foil B were both 8.3 mass%.
  • ⁇ impregnated with platinum catalyst - to form a catalyst layer of A 1 2 0 3 powder was carried out for 100 hours thermal durability test of repeating 1200 ° C and 25 ° C every 30 minutes.
  • the metal carrier using Foil A had no abnormality, but the metal carrier using Foil B had a chipped foil or a honeycomb-shaped cell, and the surrounding catalyst layer was missing. From the above, it has been found that the metal carrier made of the metal foil obtained by the present invention is excellent in toughness, and is also excellent in structural durability and separation characteristics of the catalyst layer.
  • a high A1 content steel sheet of the present invention By manufacturing the high A1 content steel sheet of the present invention, the workability of the steel sheet after the diffusion heat treatment has been greatly improved, which has been difficult until now.
  • Steel sheets can be processed at low cost.
  • the high A1 content steel sheet produced according to the present invention is excellent in workability, so that it can be easily processed into various shapes and can be made into a thin foil by cold rolling. These are useful, for example, in the production of various heat-resistant materials such as catalyst carrier base materials for automobiles and the like that require high-temperature oxidation resistance.

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Abstract

本発明は、優れた加工性を有する高Al含有鋼板、及び、これを低コストで量産する製造方法、高Al含有金属箔及びその製造方法並びに高Al含有金属箔を用いたメタル担体を提供するもので、Al含有量が6.5mass%以上10mass%以下の高Al含有鋼板であって、鋼板面に対するα-Fe結晶の{222}面集積度が60%以上95%以下、又は、{200}面集積度が0.01%以上15%以下、の一方又は両方であることを特徴とする高Al含有鋼板及びその製造方法、高Al含有金属箔及びその製造方法、並びに、高Al含有金属箔を用いたメタル担体である。

Description

加工性に優れた高 A1含有鋼板及びその製造方法
技術分野
本発明は、 高 A1含有鋼板及び金属箔並びにこれらの製造方法に関 するものである。
明 背景技術
鉄にアルミニウムを添加させた A1含書有鋼板は、 高温耐酸化性、 高 電気抵抗を有した合金である。 A 1濃度を高めることでこれらの諸特 性向上が見込まれるが、 同時に靭性は低くなり、 加工性が著しく低 下する。 このため、 通常の製鋼、 圧延プロセスで工業的に量産可能 である最大 A1濃度は 6. 5mas s%に留まっており、 加工性を向上させて さらに多くの A1を含む高 A1含有鋼板を製造する量産技術が待ち望ま れている。
高 A1含有鋼板の加工性を向上させる従来技術として、 特公平 6 - 84 86号公報では、 P及び REMを規定量添加することで、 REM中の Ceが微 細な粒状のりん化物として鋼中に存在する為、 熱間加工性が向上す ると記載されている。 しかし、 高価な添加元素を必要とし、 コス ト 高となる。 また、 この文献に記載されている A1濃度の上限は 6. 5mas s%である。
特開平卜 4458号公報には、 急冷薄帯の凝固組織の 70%以上を柱状 晶とすることで、 A 1濃度 l〜7mas s%を含有するステンレス鋼の靭性 が向上すると記載されている。 しかし、 急冷薄帯を製造するために 特別な装置が必要であること、 及び、 薄帯の量産性を考えると、 や はりコス ト高となってしまう。 そこで、 高 Al含有鋼板の製造方法として、 通常の製鋼、 圧延プロ セスで量産可能な 6.5mass%未満の A1濃度を有する鋼板の表面に、 A1 又は A1合金を付着させて、 拡散熱処理によって高 A1化する手法が公 知となっている。
例えば、 特公平 4- 80746号公報では、 A1めっき材を効率的に圧延 する技術として、 鋼板表面に Niめっきした上に、 A1又は A1合金めつ きを行い、 最終製品板厚まで圧延した後、 メタル担体に加工、 組立 してから拡散熱処理を行うことを特徴とするメタル担体の製造方法 が開示されている。 また、 特表 2003- 520906号公報では、 寸法安定 な Fe- Cr- A1箔の製造方法として、 鋼板に A1又は A1合金を被覆させ、 その際の被覆量を、 全体の質量の 0.5〜5mass%とすることで、 冷間 圧延した後の均一拡散熱処理においても、 長さ及び/又は幅方向の 収縮が 0.5%以下になると記載されている。 しかし、 これらの製造方 法は、 拡散熱処理後の高 A1含有鋼板の靭性ゃ加工性を向上させる効 果を狙ったものではない。
特許第 3200160号公報では、 Fe_Cr- A1合金箔の製造方法として、 B を規定量含むステンレス鋼板に、 A1又は A1合金を付着させ、 拡散熱 処理により付着成分を鋼板中に拡散させ、 A1濃度 l〜10mass%を含む 鋼板とした後に、 圧下率 30%以上の冷間圧延、 及び、 800°C〜 1200°C の範囲の焼鈍を 1回以上行う ことで、 Bの均一分散が図られ、 耐高温 脆化特性が向上すると記載されている。 この製造方法では、 拡散熱 処理後に冷間圧延と焼鈍を繰返すことから、 コス ト高となる。 発明の開示
前述したように、 特公平 6- 8486号公報および特開平卜 4458号公報 で開示されている方法では、 加工性を向上させる技術として、 特別 な添加元素又は急冷装置を用いており、 コス ト高となる。 A1又は A1 合金を鋼板に付着させ、 拡散熱処理により A1濃度を富化させる特公 平 4- 80746号公報、 特表 2003- 5209Q 6号公報および特許第 32G0 160号 公報で開示されている方法は、 主に排ガス浄化用触媒担体（メタル 担体）の製造方法として公開されているが、 拡散熱処理後の高 A1含 有鋼板の加工性を向上させる技術ではない。 このため、 鋼板に A1又 は A1合金を付着させ、 拡散熱処理することにより、 高 A1含有鋼板を 製造することは可能であるが、 その後、 さらに圧延及び曲げ等の加 ェを高 A1含有鋼板に施した場合に、 加工性が低いため、 破断すると いう問題があった。
本発明では、 これらの課題を解決するために、 優れた加工性を有 する高 A1含有鋼板、 及び、 これを低コス トで量産する製造方法、 高 A1含有金属箔及びその製造方法並びに高 A1含有金属箔を用いたメ夕 ル担体を提供する。
本発明者らは、 上記課題を解決する為に、 A 1含有量が 6. 5111& 3 3 %以 上 10mas s%以下の高 A1含有鋼板において、 特定の集合組織に制御す ることによって優れた加工性を付与できることを見出した。 さらに 、 A1を 3. 5mas s¾以上 6. 5mas s%未満含有する母材鋼板に A 1又は A1合金 を付着させ積層体とし、 この積層体を冷間圧延することにより加工 歪を付与させ、 その後拡散熱処理をすることにより、 表面に付着さ せた A 1又は A1合金を鋼板中に拡散させることで、 拡散熱処理後の高 A1含有鋼板の集合組織を本発明の範囲に制御でき、 その結果、 加工 性が格段に向上することを見出した。 本発明の要旨とするところは 、 以下のとおりである。
( 1) A1含有量が 6. 5mas s%以上 10mas s%以下の高 A1含有鋼板であつて 、 鋼板面に対する cn -Fe結晶の 12221面集積度が 60%以上 95%以下、 又 は、 12001面集積度が 0. 01%以上 15%以下、 の一方又は両方であるこ とを特徴とする高 A 1含有鋼板。 (2) 鋼板厚みが、 0.015mm以上 0.4mm以下であることを特徴とする （ 1)に記載の高 A1含有鋼板。
(3) A1含有量が 6.5mass%以上 10mass%以下、 鋼板厚みが 0.005腦以 上 0.1匪以下の高 A1含有金属箔であって、 鋼板面に対する a- Fe結晶 の 12221面集積度が 60%以上 95%以下、 又は、 12001面集積度が 0.01% 以上 15%以下、 の一方又は両方であることを特徴とする高 A1含有金 属箔。
(4) 金属箔の平箔及び波箔を重ねて巻き回してなるハニカム構造 体であって、 該金属箔の一部が少なく とも （3)に記載の高 A1含有金 属箔であることを特徴とするハニカム構造体。
(5) (4)に記載のハニカム構造体と金属製外筒とをろう付けしてな るメタル担体。
(6) (4)に記載の八二カム構造体を金属製外筒とろう付けした後、 触媒層を担持してなるメタル担体。
(7) A1を 3.5mass%以上 6.5mass%未満含有する母材鋼板に、 少なく とも片面に A1又は A1合金を付着させて積層体とし、 該積層体に冷間 で加工歪を付与してから、 拡散熱処理をすることを特徴とする加工 性に優れた高 A1含有鋼板の製造方法。
(8) 前記 A1又は A1合金の付着方法が、 鋼板への A1又は A1合金の溶 融めっき法である （7)記載の高 A1含有鋼板の製造方法。
(9) 前記 A1又は A1合金の付着方法が、 鋼板への A1又は A1合金の箔 を貼り付ける方法である （7)記載の高 A1含有鋼板の製造方法。
(10) 前記冷間での加工歪付与方法が、 冷間圧延である （7)記載の 高 A1含有鋼板の製造方法。
(11) 前記冷間圧延における積層体の圧下率 α ）が、 下記式（a)〜 (c)の関係を満足する範囲である （10)記載の高 A1含有鋼板の製造方 法。 20≤ a≤ 95
35x-260≤
6.5≤x
(ここで、 xは拡散熱処理後の鋼板の平均 Al濃度（mass%)であ る。 ）
(12) 冷間圧延後の積層体厚み t (nun)が、 下記式（d)〜け）の関係を 満足する範囲である （10)又は（11)に記載の高 AI含有鋼板の製造方法
0.015≤ t≤0.4 … (d)
t≤-0. 128x+l.298 · ' · (e)
6.5≤x … (f)
(こ こで、 xは拡散熱処理後の鋼板の平均 Al濃度（mass¾)であ る。 ）
(13) 前記拡散熱処理の温度が 800〜 1250°Cである （7)記載の高 AI含 有鋼板の製造方法。
(14) 前記拡散熱処理の雰囲気が非酸化性雰囲気である （7)又は（13 )記載の高 A1含有鋼板の製造方法。
(15) 前記鋼板に予め予備熱処理を施した後に、 積層体を形成する (7)〜（14)のいずれか 1項に記載の高 A1含有鋼板の製造方法。
(16) 前記予備熱処理の温度が 700〜1100°Cである （15)記載の高 A1 含有鋼板の製造方法。
(17) 前記予備熱処理の雰囲気が、 真空中、 不活性ガス雰囲気中又 は水素雰囲気中の少なく とも一つである （15)又は（16)に記載の高 A1 含有鋼板の製造方法。
(18) (7)〜（17)のいずれかに記載の製造方法で得られた高 A1含有 鋼板をさらに冷間圧延することを特徴とする高 A1含有金属箔の製造 方法。 ( 19) ( 18)に記載の製造方法から得られる金属箔であって、 該箔厚 みが 5〜 100 ^ mであることを特徴とする高 A1含有金属箔。
(20) 金属箔の平箔及び波箔を重ねて巻き回してなるハニカム構造 体であって、 該金属箔の一部が（19)に記載の高 AI含有金属箔である ことを特徴とするハニカム構造体。
(2 1) (20)に記載のハニカム構造体と金属製外筒とをろう付けして なるメタル担体。
(22) (20)に記載のハニカム構造体を金属製外筒とろう付けした後 、 触媒層を担持してなるメタル担体。 図面の簡単な説明
図 1は、 積層体の圧下率と A1濃度で規定した特許請求の範囲（図中 の数式は各線分を表す）
図 2は、 冷間圧延後の積層体厚みと A 1濃度で規定した特許請求の 範囲（図中の数式は各線分を表す） 発明を実施するための最良の形態
以下に、 本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、 A 1含有量が 6. 5mas s%以上 10mas s%以下の高 A1含有 鋼板において、 曲げや絞り、 圧延等に対する加工性を向上させる手 法を探索し、 鋼板の集合組織を特定の範囲に制御すれば、 亀裂発生 や破断を極めて効果的に抑制できることを見出した。
高 A1含有鋼板の A 1含有量が 6. 5mas s%未満であると、 本発明の集合 組織でなく とも良好な加工性が得られる。 10mas s%を超えると、 金 属間化合物等の影響が出て、 本発明の集合組織であっても優れた加 ェ性が得られなくなる。 したがって、 A1含有量は 6. 5mas s%以上 10ma s s%以下とした。 本発明の集合組織は、 鋼板表面に対する a- Fe結晶の 12221面集積 度が、 60%以上 95%以下の極めて高いレベル、 又は、 （2001面集積度 が 0.01%以上 15%以下の極めて低いレベルのいずれかの条件を満足す るものである。
ここで、 面集積度の測定は、 MoKoi線による X線回折で行うもので ある。 詳細に述べると、 各試料について、 試料表面に対して平行な α - Fe結晶の 11ある方位面（U10し (200) , 1211) , 1310)、 (222) , ( 321し (411) , (420し (332) , (521) 421 )の積分強度を測定し、 その測定値それぞれを、 ランダム方位である試料の理論積分強度で 除した後、 （200!あるいは {222!強度の比率を百分率で求めた。 これ は、 例えば、 （200)強度比率では、 以下の式（I)で表される。
(200)面集積度 = [li (200)/1 (200) )/∑ (i (hkl)/I (hkl) 1] X 100
… (I) ただし、 記号は以下のとおりである。
i (hkl) ： 測定した試料における ihkl)面の実測積分強度 I (hkl) ： ランダム方位をもつ試料における ihkli面の理論 積分強度
∑ ： ひ -Fe結晶の 11の方位面についての和
ここで、 ランダム方位を持つ試料の積分強度は、 試料を用意して 実測して求めてもよい。
高 A1含有鋼板の！ 2221面集積度が 60%未満、 かつ、 （200)面集積度 が 15%以上になると、 絞り、 曲げ、 圧延加工時に割れや破断が生じ 易くなる。また、 （2221面集積度が 95%超、 かつ、 （2001面集積度が 0. (H%未満になると、 効果は飽和し、また、 製造も難しくなる。 したが つて、 本発明の高 A1含有鋼板の集合組織は、 上記のようにした。 本発明の高 A1含有鋼板の望ましい厚みは 0.015匪以上、 0.4mm以下 である。 厚みが 0.015M未満であると、 製造歩留まりが低下する為 、 鋼板の下限値は 0.015mmとした。 0.4nim超では、 本発明の集合組織 が得られ難くなり、 加工性が低下するので、 厚みの上限値は 0.4醫 とした。
さらに、 驚くべきことに、 本発明の高 A1含有鋼板を冷間圧延によ つて 5〜 100 m厚と言った金属箔に加工した場合に、 該鋼板の集合 組織は圧延の間維持され、 冷間圧延後の集合組織が金属箔表面に対 する a- Fe結晶の 1222}面集積度が、 60%以上 95%以下の極めて高いレ ベル、 又は、 （2001面集積度は 0.01%以上 15%以下の極めて低いレべ ルのいずれかの状態を保持しており、 優れた加工性を有しているこ とを見出した。このため、 本発明の高 A1含有金属箔は、 冷間圧延ま まにも関わらず、 集合組織の影響を受けて熱処理等の軟化処理を行 う ことなく、 曲げや絞り等の加工を容易に行う ことができる。
冷間圧延後の高 A1含有金属箔の i222j面集積度が 60%未満、 かつ、 (2001面集積度力 5%以上になると、 絞り、 曲げ、 圧延加工時に割れ や破断が生じ易くなる。 また、 （2221面集積度が 95%超、 かつ、 （200 i面集積度が 0.01%未満になると、 効果は飽和し、 また、 製造も難し くなる。 したがって、 本発明の高 A1含有金属箔の集合組織は、 上記 のようにした。 こ こで、 面集積度の測定は、 先に述べた方法と同様 である。
高 A1含有金属箔を以下に記載するメタル担体用の素材として用い る場合には、 箔厚の範囲を 5〜100 mとすることが好ましい。 これ は、 箔厚が 5 m未満だと、 高温耐酸化特性が低下する為であり、 10 超だと、 壁厚が大きくなることにより、 排気ガスの圧力損失が 大きくなり、 排ガス浄化用触媒担体として好ましくないためである 。 さらに好ましい箔厚は、 10〜60 mである。
高 A1含有金属箔を波付け加工した後、 平箔と波箔を巻き回したハ 二カム構造体は、 排ガスとの接触面積を増大し、 排ガス浄化能を向 上させるために行われる。 本発明金属箔は、 加工性に優れる為、 冷 間圧延ままで波付け加工及びハニカム構造体の形成が容易に可能で あり、 優れた加工寸法精度を有するので、 波付け高さ等のばらつき が小さい。
メタル担体として、 ハニカム構造体を用いる場合には、 例えば、
N i系のろう材を用いて、 ハニカム構造体に金属製の外筒とをろう付 けする。 ろう付けは、 ろう材を波箔と平箔の接点や、 ハニカム構造 体と外筒の間に設置した後、 真空中で 1000〜 1200°C程度に加熱して 行う。 本発明の高 A 1含有金属箔を用いたハニカム構造体は、 ろう付 け性も良好であり、 ろう付け後の構造耐久性にも優れていた。 これ は、 本発明に従って製造した高 A1含有金属箔及びハニカム構造体は 、 加工性に優れると同時に、 靭性にも優れている為であり、 メタル 担体として排ガス中での使用の際に、 箔の割れや欠け等の破壊が少 なくなる。 さらに、 本発明メタル担体に触媒層を付着させた場合、 メタル担体としての構造耐久性が高いため、 触媒層の剥離が少なく 、 その使用に際して排ガスの浄化能力が低下し難い。
次に、 本発明の高 A1含有鋼板の製造方法について、 以下に詳細に 説明する。
本発明者らは、 A 1を 3. 5mas s%以上 6. 5mas s 未満含有する母材鋼板 に A1又は A 1合金を付着させ積層体とした後に、 この積層体を冷間圧 延し、 その後拡散熱処理をすることにより A 1を 6. 5mas s%以上有する 高 A 1含有鋼板を製造し、 この高 A1含有鋼板が本発明の集合組織を有 し、 優れた加工性を有することを見出した。 特に、 積層体を冷間圧 延する際の圧下率及び冷間圧延後の板厚を、 拡散熱処理をした後の 所望とする鋼板の A 1濃度に依存して規定することで、 優れた加工性 が得られ、 高 A1含有鋼板の加工をより容易に行う ことができること を見出した。 さらに、 A1又は A1合金を付着させる前の鋼板に予備熱 処理を施すことで、 優れた加工性を発現する効果が格段に向上する ことを見出した。 これらの原因は、 3.5mass%以上 6.5mass%未満の A1 濃度を有する母材鋼板に、 AI又は A1合金を付着させ積層体とし、 こ の積層体を冷間圧延することで、 積層体の転位構造や母材鋼板と A1 又は A1合金層の界面構造が、 従来の方法で得られる場合と異なり、 その結果、 拡散熱処理によって高 AI化した後の鋼板の微細構造が変 化して、 加工性が向上したものと考えている。 また、 予備熱処理を 施すことによって、 優れた加工性を発現する為の組織変化がより効 果的に作用したものと考えている。
以下、 本発明の限定条件について説明する。
A1又は A1合金を付着させる母材鋼板は、 llを 3.5mass%以上 6.5mas s%未満含有する鋼板を用いる。 これは、 母材となる鋼板に予め、 3. 5mass%以上の A1を含有している場合に、 拡散熱処理後の鋼板の加工 性が向上するためである。 また、 A1濃度を 6.5mass%未満としている 理由は、 背景技術でも述べたように、 6.5mass%以上の A1を含有する 鋼板は、 靭性が低く、 加工性が悪い為、 量産することが困難である 。 このため、 母材鋼板の上限は 6.5mass%未満とした。 さらに好まし い母材鋼板の AI濃度の範囲は、 4.2〜6. Omass%である。 また、 この 母材となる鋼板には、 その他の元素として最終製品に求められる機 械的特性や化学的特性を得ることのできる合金成分を選定する。 例 えば、 高温耐酸化性が必要な場合には、 Crや希土類元素を適量添加 したフェライ ト系ステンレス鋼を選ぶ。 高強度が求められる場合に は、 固溶強化や析出強化を実現できる元素が添加された鋼板を用い る。
A1又は A1合金の鋼板への付着は、 溶融めつき法、 電解めつき法、 ドライプロセス法、 クラッ ド法等によって実施でき、 いずれの方法 で付着を行っても本発明の効果を得ることができる。 また、 付着さ せる Al又は Al合金に希望する合金元素を添加させ、 高 A1化と同時に 、 合金化させることも可能である。 付着させる A1又は A1合金の量は 、 付着時の母材鋼板の板厚、 鋼板中の A1濃度、 及び、 拡散熱処理後 の所望とする A1濃度に応じて決定する。 例えば、 5mass%の A1濃度を 有する板厚 0.4mmの母材鋼板に 90mass%Al- 10mass%Siの AI合金を両面 に付着させ、 拡散熱処理後の A1濃度を 8. lmass%にする時の片面当た り の A1合金付着厚みは、 約 20 mである。
本発明のさらなる特徴は、 A1を 3.5mass%以上 6.5mass%未満含有す る母材鋼板に A1又は A1合金を付着させた積層体に対して行う冷間圧 延の条件を、 拡散熱処理後の鋼板の平均 A1濃度に依存して最適化さ せたところにある。 積層体の冷間圧延は、 積層体の転位構造並びに 母材鋼板と A1又は A1合金間の界面構造を変化させるために行い、 こ の冷間圧延により、 A1拡散熱処理後の鋼板の加工性が格段に向上す る。 前述したように、 この効果は、 母材鋼板の A1濃度が 3.5111&33%以 上 6.5mass%未満である時に顕著である。 本発明者らは、 拡散熱処理 後の A1濃度に依存して最適な積層体の冷間圧延の圧下率、 及び、 冷 間圧延後の板厚が存在することを見出し、 本発明を完成させるに至 つた。
積層体の圧下率 0! (%)について、 本発明で特に好ましい効果が得 られる範囲を図示すると、 図 1となる。 こ こで、 x(niass は、 拡散 熱処理後の平均 AI濃度である。 圧下率 は）が 20≤ α≤95である理 由は、 A1濃度によらず、 圧下率力 20%未満であると、 付与される加 ェ歪量が少ない為、 大きな加工性向上の効果が得られないからであ る。 95%超では、 それ以上の加工性の向上は認められなくなるだけ でなく、 部分的に A1が剥がれると言う問題が発生する。 40χ- 300≤ αである理由は、 A1濃度が高くなるほど、 拡散熱処理後の鋼板の靭 性は低下し、 加工性が低下する為、 優れた加工性を示す本発明の効 果を発現させるには、 A1濃度が高いほど、 圧下率を大きくする必要 があるためである。 また、 本発明では、 通常の製鋼 · 圧延プロセス では製造困難な 6. 5mas s%以上の高 A1濃度を含有する鋼板の製造方法 が対象であるため、 積層体の圧下率の範囲における拡散熱処理後の A I濃度 Xは x≥6. 5ma s s%とした。 以上のように、 積層体の圧下率 a )を A1濃度に応じて上記範囲内とすることで、 加工性に優れた高 A1 含有鋼板を製造することができる。
冷間圧延後の積層体厚み t (mm)について、 本発明で特に好ましい 効果が得られる範囲を図示すると、 図 2となる。 ここで、 x (ni a s s %) は、 拡散熱処理後の平均 A1濃度である。 冷間圧延後の積層体厚み t ( mm)が 0. 015≤ t≤ 0. 4である理由は、 冷間圧延後の積層体厚みが 0. 01 5匪未満であると、 積層体を冷間圧延する際に、 部分的に付着させ た A1又は A1合金が剥がれる等の問題が生じ、 歩留まりが低下する為 、 tの下限値を 0. 015龍とした。 0. 4龍超では、 A 1拡散熱処理に高温 もしくは長時間の熱処理を要し、 A1拡散熱処理後の加工性が向上す ると言う本発明の効果が得られ難くなるため、 tの上限値を 0. 4匪と した。 t≤- 0. 1 2 8 X+ 1. 298である理由は、 A 1濃度が高くなるほど、 拡 散熱処理後の鋼板の靱性は低下し、 加工性が低下する為、 優れた加 ェ性を示す本発明の効果を発現させるには、 A1濃度が高くなるほど 、 冷間圧延後の積層体厚み tを小さくする必要があるためである。 本発明では、 通常の製鋼 · 圧延プロセスでは製造困難な 6. 5111& 3 5 %以 上の高 A1濃度を含有する鋼板の製造方法が対象であるため、 冷間圧 延後の板厚の範囲における拡散熱処理後の A 1濃度 Xは x≥ 6, 5mas s%と した。 以上のように、 所望とする拡散熱処理後の平均 A 1濃度に応じ て、 冷間圧延後の積層体厚み tを上記範囲内とすることで、 加工性 に優れた高 A1含有鋼板を製造することができる。
ここで、 最適な加工歪の導入法として冷間圧延を挙げたが、 引き 抜き加工法及びショッ トピーニング法等、 他の加工歪を付与できる 手法を用いても本発明の効果を得ることができる。
拡散熱処理温度は、 800°C〜 1250°Cが望ましい。 これは、 800°C未 満、 もしくは、 1250°C超であると、 拡散熱処理後に優れた加工性を 示す本発明の効果が得られ難くなるからである。 拡散熱処理時間は 、 表面に付着させた A 1又は A 1合金を鋼板中に拡散させるために適切 な時間を選定する。 ただし、 表面に付着させた A 1又は A 1合金を必ず しも鋼板中に均一にさせる必要はない。 熱処理雰囲気は、 真空雰囲 気、 Ar雰囲気、 Η2雰囲気と言った非酸化性雰囲気のどの条件におい ても、 加工性を向上させる本発明の効果を得ることができる。
さらに優れた本発明の効果を発現させる為には、 A 1又は A 1合金付 着前の母材鋼板に 700°C以上 1 100°C以下で予備熱処理を施すと良い 。 この予備熱処理は、 選定した母材鋼板の製造過程で蓄積された転 位構造を再配列させるもので、 再結晶を起こさせることが望ましい が、 必ずしも再結晶を起こさせる必要はない。 700°C未満であると 、 より優れた本発明の効果を得る為の転位組織の変化が起こり難い 。 1 100°C超にすると、 鋼板表面に好ましくない酸化皮膜が形成され 、 その後の A 1又は A 1合金の付着、 及び、 冷間圧延に悪影響を及ぼす ため、 1 100°C以下とした。 この予備熱処理の雰囲気は、 真空中、 不 活性ガス雰囲気中、 水素雰囲気中、 弱酸化性雰囲気中のどの条件に おいても、 上述した効果を得ることができるが、 予備熱処理後の A 1 又は A 1合金の付着、 及び、 その後の冷間圧延に悪影響を及ぼすよう な鋼板表面の酸化膜を形成しない条件が求められる。 予備熱処理の 時間は、 特別限定する必要は無いが、 高 A 1鋼板の製造性等を考慮す ると、 数秒から数時間以内が適当である。
以上のように、 母材鋼板への予備熱処理、 A 1又は A 1合金の付着及 び冷間圧延を最適な範囲で行う ことによって、 拡散熱処理後の高 A 1 含有鋼板の集合組織は、 本発明の範囲に入り、 加工性は、 従来の製 造方法によるものと比べて、 格段に向上する。 本発明に従って製造 した高 A1含有鋼板を用いることで、 従来製造することが困難であつ た、 高温耐酸化性、 高電気抵抗を有する 6.5mass%以上の A1濃度を有 する高 A1含有鋼板の加工を低コス トで行うことができるようになる 。 したがって、 本発明によって得られる高 A1含有鋼板は、 例えば 1 パス当たり 5%以上の高い圧下率で効率的な冷間圧延をすることが可 能であり、 5〜 100^ m厚と言った金属箔に容易に加工することがで きる。
以上のように、 本発明に従って製造された高 A1含有鋼板や高 A1含 有金属箔は、 優れた加工性を有し、 自動車用材料、 電熱材料、 化学 プラン卜材料、 配管材料等、 様々な用途に有用される。 また、 本発 明方法を用いた金属箔をメタル担体に用いた場合には、 高温耐酸化 性だけでなく、 構造耐久性及び触媒層の剥離特性にも良好なメタル 担体として有用される。
本発明によつて得られる拡散熱処理後の高 A1含有鋼板の化学組成 は、 A1濃度以外は、 限定されるものではないが、 代表的な組成範囲 (mass%)として、 Al:6.5〜10%、 C:2%以下、 S:0.1%以下、 P:0.1%以下 、 Si:l 以下、 Mn:2%以下、 残部：鉄及び不可避的不純物であり、 最 終製品に求める特性に応じて、 Cr:30%以下、 Ni:15%以下、 Mo:2%以 下、 W:2%以下、 V:2%以下、 Ti: ^以下、 Nb:2%以下、 B:0.1%以下、 Cu :1%以下、 Co:10 以下、 Zr: 以下、 Y:l%以下、 Ηί:1%以下、 La:l%以 下、 Ce:l%以下、 N:0.1%以下等の中から、 任意の合金成分を選定す る。 実施例
以下、 実施例により、 本発明をさらに詳しく説明する。 (実施例 1)
実施例 1では、 母材鋼板の A1濃度に対する拡散熱処理後の高 A1鋼 板の加工性を調べた。 集合組織については、 X線回折を用いて、 鋼 板表面に対して平行な {2221面集積度と、 12001面集積度を求めた。 測定方法は前述したとおりである。 表 1にそれらの結果を示した。
真空溶解法により、 mass%で、 A1濃度を 0、 1、 3、 3.5、 4.3、 5、 5.5、 6、 6.4、 7.0%、 その他に C:0.007%、 Si :0.1%, Mn:0.2¾, Cr:20 %、 Zr:0.04%、 La:0.1%、 残部：鉄及び不可避的不純物を含む成分の インゴッ トを、 それぞれ溶製した。 熱間圧延により 3.2匪厚にした 後、 冷間圧延により 0.4龍厚まで圧延した。 0〜6%A1材は、 問題なく 製造可能であつたが、 6.4%A1材は、 熱延割れが部分的に発生した。 7.0%A1材は、 靭性が低い為、 製造不可であった。 この時、 7.0%A1材 の熱延板の（2221面集積度は 60 未満、 かつ、 1200)面集積度は 15%超 であり、 本発明の範囲には入っていなかった。
各 A1濃度を有する母材鋼板に、 溶融 A1めつき法で A1合金の付着を 行った。 めっき浴の組成は 90%A1- 10%Siであり、 鋼板の両面に A1合 金を付着させた。 ここで、 付着させた A1合金の厚さは、 拡散熱処理 後の A1濃度が一定となるように、 それぞれ表 1のように調整した。 A 1合金を付着させた積層体を板厚 0. 1題まで冷間圧延を行った。 各 A1 濃度の試料の積層体の圧下率を表 1に記す。 その後、 1000°C、 2時間 の条件で、 A1拡散熱処理を減圧水素雰囲気で行い、 表面に付着させ た A1を鋼板中に拡散させた。 A1拡散熱処理後の平均 A1濃度は、 全て の試料で約 7.5mass%であった。 加工性の評価は、 常温において引張 試験を行い、 引張破断伸びで評価した。 引張試験片の採取及び引張 試験方法は、 JIS Z 2201及び JIS Z 2241に準拠して行った（以下の 実施例においても、 引張試験は： HS規格に準拠して行った）。
表 ίの結果から明らかなように、 母材鋼板の A1濃度が 3.5111&33%以 W 上 6. 5ma s s%未満である本発明例 1〜5において、 引張破断伸びが向上 しているのが判る。 A 1濃度が 4. 2〜6. 0%である本発明例 2〜4で、 特 に優れた破断伸びを示した。 これらについては、 いずれの場合も、 221面集積度が 60%以上であり、 また、 （2001面集積度は 15%以下で あって、 本発明の高 A 1含有鋼板の範囲に含まれていた。 一方、 比較 例 1〜3については、 （222)面集積度は 60%未満であり、 かつ、 1200) 面集積度は 15%超であり、 本発明の範囲には入っていなかった。
表 1
区分 母材 母材鋼板 Al合金付着厚み 積層体の 評価 面集積度（％) 製造性 Al fe度/ mas s % 片面当たり/ m 圧下率 α 1% 破断伸び /% (222) (200) 比較例 1 〇 0 53 80 2 45 23 比較例 2 〇 1 45 79 2 ϋ 21 比較例 3 〇 3 30 78 3 51 ϋ 本発明例 1 〇 3. 5 26 78 10 62 8 本発明例 2 〇 4. 3 21 77 13 70 2 本発明例 3 〇 5 16 77 14 76 0. 8 本発明例 4 〇 5. 5 13 76 13 74 0. 2 本発明例 5 〇 6 9 76 13 75 0. 13 本発明例 6 △ 6. 4 7 76 10 73 0. 8 比較例 4 X 7 ― ― 不可 37 26
(実施例 2)
実施例 2では、 拡散熱処理後の平均 Al濃度に対する積層体の圧下 率が、 拡散熱処理後の鋼板の加工性に及ぼす効果を調べた。 真空溶 解により、 mass%で、 C:0.05%、 Si :0.3%, Mn:0.2%, Al :4.5¾, Cr: 17 %、 残部：鉄及び不可避的不純物を含む成分のィンゴッ トを溶製した 。 熱間圧延により、 板厚を 3匪とした後、 冷間圧延により所定の板 厚まで圧延した。 A1の付着は、 溶融 A1めっき法で行った。 めっき浴 の組成は 95%A卜 5%Siで.あり、 鋼板の両面に A1合金を付着させた。 そ の後、 表 2記載の冷間圧延後の積層体厚みまで冷間圧延した。 A1合 金付着前の母材鋼板の板厚及び付着させた A1合金の厚みは、 目標と する拡散熱処理後の平均 A1濃度及び積層体の圧下率となるように、 それぞれ調整した。 表 2には、 A1合金付着前の母材鋼板の板厚、 及 び、 付着させた A1合金の片面当たりの厚みを記す。 各 A1濃度に対し て、 冷間圧延後の積層体厚みを一定にし、 異なる圧下率の試料を作 製した。 その後、 表 2記載の条件で、 A1拡散熱処理を Ar雰囲気で行 い、 表面に付着させた A1合金を鋼板中に拡散させた。 A1拡散熱処理 後の平均 A1濃度の分析結果を表 2に記す。 加工性の評価は、 常温に おいて引張試験を行い、 引張破断伸びで評価した。
X線回折を用いて、 鋼板表面に対して平行な 1222)面集積度と、 12 00)面集積度を求め、 表 2に示した。 測定方法は前述したとおりであ る。
圧下率が 0%の試料は、 積層体を圧延せずに A1拡散熱処理を行う従 来の製造方法である。 この場合には、 破断伸びは低く、 0.5%〜2%で あった。 221面集積度は 60%未満、 かつ、 001面集積度は 15%超で あり、 何れも本発明の範囲には入っていなかった。
次に、 いずれの A1濃度も、 積層体を圧延することで、 単に A1拡散 熱処理のみを行う従来法に比べ、 破断伸びは向上した。 拡散熱処理後の平均 Al濃度が 6.5mass%の場合、 積層体の圧下率が 20%以上の範囲において、 破断伸びは大きく向上した。 A1濃度が 7ma ss%の場合は、 積層体の圧下率が 22%以上の範囲において、 破断伸び は大きく向上した。 A1濃度が 7.5mass%の場合は、 積層体の圧下率が 22%以上の範囲において、 破断伸びは大きく向上した。 1濃度が8.3 mass%の場合は、 積層体の圧下率が 35%以上の範囲において、 破断伸 びが向上した。 A1濃度が 9.5mass%の場合は、 積層体の圧下率が 75% 以上の範囲において、 破断伸びが大きく向上した。 また、 いずれの A1濃度においても、 積層体の圧下率が 96%では、 部分的に付着させ た A 1が剥がれる問題が生じた。
以上の結果から、 本発明に従って、 A1又は A1合金を付着させた積 層体を冷間圧延し、 加工歪を付与させることによって、 A1拡散熱処 理後の破断伸びが向上することが判る。 また、 表 2には、 本願発明 の効果がより顕著に発現する圧下率の範囲を明確にするために、 各 A1濃度 X (mass%)に対して、 圧下率《 ）の下限値である Ο!=35χ-260 及び α =20の内の大きい方の値を示し、 この範囲かつ 95%以下の積層 体の圧下率である場合を *を付して表示した。 これらの結果から、 圧下率 αが α=35χ_260及び α=20の内の大きい方の値よりも大きい 場合には、 破断伸びは 6%以上を示し、 加工性に優れた高 A1含有鋼板 が得られた。
以上の本発明の方法で製造した高 A 1含有鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な（2221面集積度が 60%以上、 もしくは、 12001面集積度が 1 5%以下、 の一方又は両方である本発明の範囲に入っていることを確 認できた。 表 2
Figure imgf000022_0001
1) *は本発明の効果がより顕著に発現する積層体圧下率の範囲に含まれる発明例
2)本発明例 12、 18、 24、 29、 34は積層体圧延中に部分的に A 1が剥がれる問題有り
(実施例 3)
実施例 3では、 平均 A1濃度に対して、 積層体の圧下率を一定に保 ち、 冷間圧延後の積層体厚みが異なる場合の拡散熱処理後の鋼板の 加工性を調べた。
真空溶解法により、 mass%で、 C:0.01%、 Si:0.1%、 Mn:0.2%, Cr:2 0¾, Ti:0. 1%、 AI:5%、 La:0.03%、 Ce:0.03%、 残部：鉄及び不可避的 不純物を含む成分のインゴッ トを溶製した。 熱間圧延により 3.2mm 厚にした後、 冷間圧延により所定の板厚まで圧延した。 A1の付着は 、 溶融 A1めっき法で行った。 めっき浴の組成は 90%A卜 10%Siであり 、 鋼板の両面に A1合金を付着させた。 その後、 表 3に記載の積層体 厚みまで冷間圧延した。 ここで、 A1合金を付着させる前の鋼板の板 厚及び A1合金付着量は、 実施例 2と同様に、 目標とする A1拡散熱処 理後の平均 A1濃度及び積層体の圧下率となるように調整した。 表 3 には、 A1合金付着前の鋼板の板厚、 及び、 付着させた AI合金の片面 当たりの厚みを記す。 その後、 表 3記載の条件で、 A1拡散熱処理を 水素雰囲気で行い、 表面に付着させた A1合金を鋼板中に拡散させた 。 A1拡散熱処理後の平均 A1濃度の分析結果を表 3に記す。 加工性の 評価は、 常温において引張試験を行い、 引張破断伸びで評価した。
X線回折を用いて、 {2221面集積度と、 （200)面集積度を求め、 表 3 に示した。 測定方法は前述したとおりである。
A1濃度が 6.5mass%の場合は、 冷間圧延後の積層体厚みが 0.4匪以 下の範囲において、 破断伸びはさらに大きく向上した。 A1濃度が 7m ass の場合は、 積層体厚みが 0.4mm以下の範囲において、 破断伸び がより向上した。 A1濃度が 7.5mass%の場合は、 積層体厚みを 0.3mm 以下の範囲において、 破断伸びがより向上した。 A1濃度が 8.5mass% の場合は、 積層体厚みが 0.2隱以下の範囲において、 破断伸びはよ り向上した。 A1濃度が 9.5mass%の場合は、 積層体厚みが 0.05mmにお いて、 破断伸びは向上した。 しかし、 いずれの A1濃度でも、 冷間圧 延後の積層体厚みが 0. 01mmの場合には、 部分的に付着した A1が剥が れる問題が生じた。
表 3には、 本発明の効果がより顕著に発現する冷間圧延後の積層 体厚みの範囲を明確にするために、 平均 A1濃度 x (mas s%)に対して、 積層体厚み t (mm)の上限値である t =- 0. 1283X+ 1. 2983及び t = 0. 4の内 の小さい方の値を示し、 この範囲かつ 0. 015mm以上に冷間圧延後の 積層体厚みが含まれる場合に *を付して表示した。 これらの結果か ら、 冷間圧延後の積層体厚み t (mm)が、 t =- 0. 1 283X+ 1. 2983及び t = 0. 4の小さい方の値より小さい場合に、 破断伸びは 9%以上を示し、 加 ェ性に優れた高 A1含有鋼板が得られる。 ただし、 積層体厚み！：（mm) が 0. 01龍の場合は、 積層体を冷間圧延する際に部分的に付着させた AI合金が剥離する問題が生じ、 歩留まりが低下した。
以上の本発明の方法で製造した高 A 1含有鋼板は、 鋼板表面に対 して平行な 221面集積度が 60%以上、 もしくは、 （2001面集積度が 1 5%以下、 の一方又は両方である本発明の範囲に入っていることを確 認できた。
表 3
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1)※は本願発明の効果がよ り顕著に発現する冷間圧延後の積層体厚みの範囲に含まれる発明例
2)本発明例 41、 47、 53、 58、 61は、 部分的に A1が剥がれる問題有 り
(実施例 4)
実施例 4では、 予備熱処理の効果を調べた。 真空溶解法により、 m ass%で、 C:0.01%、 Cu:0.4%、 Al :5.2%, Cr:19%、 Nb:0.4%、 残部：鉄 及び不可避的不純物を含む成分のインゴッ トを溶製した。 熱間圧延 により板厚を 3MIとした後、 冷間圧延により 0.38mmの板厚まで圧延 した。 その後、 表 4記載の温度で、 30分間の予備熱処理を Ar雰囲気 で行った。 ただし、 本発明例 62は、 予備熱処理を行わなかった。 次 に、 箔厚 9/2 mの A1箔を鋼板の両面に貼り合わせ積層体とし、 この積 層体を 0.1匪まで冷間圧延した。 このときの積層体の圧下率は 75%で ある。 その後、 1000°C、 2時間の Al拡散熱処理を真空雰囲気で行い 、 表面に付着させた A1箔を鋼板中に拡散させた。 A1拡散熱処理後の 平均 A1濃度の分析結果は、 いずれも 7mass%であった。 加工性の評価 は、 常温において引張試験を行い、 引張破断伸びで評価した。 また 、 X線回折を用いて、 鋼板表面に対して平行な（2221面集積度と、 （2 001面集積度を求め、 表 4に示した。 測定方法は前述したとおりであ る。
予備熱処理を行わなかった試料、 及び、 650°Cで行った試料の破 断伸びは、 12%程度であつたのに対して、 700°C〜1100°Cで行った試 料の破断伸びは、 16〜23%と大きく向上した。 また、 予備熱処理を 1 200°Cで行った本発明例 68は、 A1箔を貼り合わせた積層体を冷間圧 延した際に、 部分的に A1が剥がれる問題が生じた。 以上の結果から 、 本発明例に従って予備熱処理を 700°C以上 1100°C以下の温度で行 うことによって、 A1拡散熱処理後の高 A1鋼板の加工性がさらに向上 することを確認した。 また、 何れの高 A 1含有鋼板においても、 鋼 板表面に対して平行な（222)面集積度が 60%以上、 もしくは、 面集積度が 15 以下であり、 本発明の高 A 1含有鋼板の範囲に入つ ていることを確認できた。 表 4
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※本発明例 68は、 部分的に A1が剥がれる問題有り
(実施例 5)
実施例 5では、 種々の条件における加工性の評価を行った。
試料の製造方法は、 実施例 3と同様としたが、 いくつかの試料に ついては、 A1合金を付着させる前の母材鋼板に、 表 5記載の予備熱 処理温度で 1分間、 水素雰囲気による予備熱処理を行った。 表 5には 、 製造条件である A1合金付着前の母材鋼板の板厚、 予備熱処理温度 、 付着させた A1合金の片面当たりの厚み、 積層体の冷間圧延後の厚 み、 積層体の圧下率、 A1拡散熱処理条件、 及び、 A1拡散熱処理後に おける鋼板の平均 A1濃度の分析値を記した。 加工性の評価も、 これ までと同様に引張破断伸びとした。 また、 X線回折を用いて、 鋼板 表面に対して平行の 22)面集積度と、 （2001面集積度を求め、 表 5 に示した。 測定方法は前述したとおりである。
A1拡散熱処理後の A1濃度が 6.5mass%の場合、 積層体の圧下率が 0% の比較例 10の破断伸びは であるのに対して、 予備熱処理を 800°C で行い、 A1付着後の積層体の圧下率を 50%、 積層体の厚みを 0.2匪と した本発明例 69は、 22%の破断伸びを示した。
A 1拡散熱処理後の A1濃度が 7. 5mas s%の場合、 積層体の圧下率が 0% の比較例 1 1の破断伸びは 1. 5%であるのに対して、 予備熱処理を 750 °Cで行い、 A1付着後の積層体の圧下率を 50、 75、 88%、 積層体の厚 みを 0. 2、 0. 1、 0. 05匪とそれぞれ圧下率を上げ、 厚みを薄く した本 発明例 70〜72は、 破断伸びがそれぞれ 14、 16、 18%と向上した。
A1拡散熱処理後の A1濃度が 8. 3mas s%の場合、 積層体の圧下率が 0% の比較例 12の破断伸びは 1%であるのに対して、 予備熱処理を 850°C で行い、 A1付着後の積層体の圧下率を 50、 75、 83、 88%、 積層体の 厚みを 0. 2、 0. 1、 0. 07、 0. 05nimと、 それぞれ圧下率を上げ、 厚みを 薄く した本発明例 73〜76は、 破断伸びが 13、 14、 15、 16%と向上し た。
A1拡散熱処理後の A1濃度が 9mas s%の場合、 積層体の圧下率が 0%の 比較例 13の破断伸びは 0. 5%であるのに対して、 予備熱処理を 700°C で行い、 A1付着後の積層体の圧下率を 75、 83、 88%、 積層体の厚み を 0. 1、 0. 07、 0. 05匪と、 圧下率を上げ、 厚みを薄く した本発明例 7 7〜79では、 破断伸びがそれぞれ 12、 13、 14%と向上した。
A 1拡散熱処理後の A1濃度が 9. 5inas s%の場合、 積層体の圧下率が 0% の比較例 14の破断伸びは 0. 5%であるのに対して、 予備熱処理を 800 °Cで行い、 A 1付着後の積層体の圧下率を 90%、 積層体の厚みを 0. 02m mとした本発明例 80では、 破断伸びが 1 1%に向上した。
圧下率が 0%の試料の場合には、 破断伸びは低く、 0. 5%〜2%であつ た。 この場合には、 （2221面集積度は 60%未満、 かつ、 12001面集積 度は 15%超であり、 何れも本発明の範囲には入っていなかった。 一 方、 本発明の方法で製造した高 A1含有鋼板は、 鋼板表面に平行の（2 221面集積度が 60%以上、 もしくは、 001面集積度が 15 以下、 の一 方又は両方である本発明の範囲に入っていることを確認できた。 以上の結果より、 A1合金付着前の母材鋼板に予備熱処理を行い、 拡散熱処理後の平均 A1濃度 x (mas s%)の値に応じて、 積層体の圧下率 及び冷間圧延後の板厚を図 1及び図 2に示した範囲内に選定すること によって、 A1拡散熱処理後の高 A1含有鋼板の破断伸びは格段に向上 し、 破断伸びが 1 1 %以上のさらに優れた加工性を示すことを確認し た。
表 5
区分 母材鋼板 予備熱処理 A1合金付着厚み 冷間圧延後の 積層体の 平均 Al濃度 Al拡散熱処理 A1拡散熱処理 評価 面集積度 (％) 板厚/ 温度/で 片面当たり/ /xm 積層体厚み ί/ 圧下率 α/% x/mass% 温度 /で 時間/ hr 破断伸び /% 1222) 12001 比較例 10 0.19 ― 4 0.2 0 6.5 1100 2 2 43 23 本発明例 69 0.38 800 9 0.2 50 6.5 1100 2 22 83 0.08 比較例 11 0.19 - 7 0.2 0 7.5 1100 2 1.5 38 28 本発明例 70 0.37 750 14 0.2 50 7.5 1100 2 14 , 85 0.12 本発明例 71 0.37 750 14 0.1 75 7.5 1000 2 16 87 0.05 本発明例 72 0.39 750 15 0.05 88 7.5 950 2 18 90 J 0.04 比較例 12 0.18 - 9 0.2 0 8.3 1100 2 1 45 21 本発明例 73 0.36 850 18 0.2 50 8.3 1100 2 13 83 0.15 本発明例 74 0.36 850 18 0.1 75 8.3 1000 2 14 85 1 0.1 本発明例 75 0.37 850 19 0.07 83 8.3 950 2 15 88 0.05 本発明例 76 0.38 850 19 0.05 88 8.3 900 2 16 93 0.03 比較例 13 0.09 - 5 0.1 0 9 1000 2 0.5 52 18 本発明例 77 0.36 700 22 0.1 75 9 1000 2 12 86 0.11 本発明例 78 0.37 700 23 0.07 83 9 950 2 13 89 0.06 本発明例 79 0.37 700 23 0.05 88 9 900 2 14 91 1 0.08 比較例 14 0.017 - 1 0.02 0 9.5 850 2 0.5 48 20 本発明例 80 0.176 80"0 12 0.02 90 9.5 850 2 11 92 0.05
(実施例 6)
実施例 6では、 拡散熱処理後の鋼板の加工性を冷間圧延が可能か で評価し、 さらに耐酸化特性についての評価した。 加えて、 冷間圧 延後に得られる高 A1含有金属箔の（2221面集積度及び {2001面集積度 を測定して、 その後行った金属箔の曲げ加工性の評価と比較した。 実施例 5で作製した比較例 10、 1 1、 12、 13及び本発明例 69、 71、 7 4、 78の試料を用いて、 拡散熱処理後の高 A1鋼板を 0. 02匪まで冷間 圧延が可能かを調べた。 表 6に示したように、 比較例 10、 1 1、 12、 1 3の鋼板では 0. 02mmまでに圧延初期を中心に数回破断し、 圧延加工 性は著しく悪かった。 本発明例 69、 7 1、 74、 78の鋼板は、 いずれも 加工性に優れる為、 破断無く 0. 02匪まで圧延可能であった。
冷間圧延で得られた高 AI含有金属箔の 12221面集積度と、 （2001面 集積度は、 比較例 10、 1 1、 12、 13においては、 何れも本発明の範囲 には入っていなかった。 本発明例 69、 71、 74、 78の高 A 1含有金属箔 の（2221面集積度、 もしくは、 ί2001面集積度は、 本発明の範囲に入 つていた。 コルゲート加工による曲げ加工を行ったところ、 比較例 10、 1 1、 12、 13の金属箔では、 曲げ部に数多くの亀裂が入り、 加工 性に劣ることが判った。 本発明例 69、 71、 74、 78の金属箔では、 亀 裂の発生は見られず、加工性に優れていることが判った。
得られた 0. 02匪厚の金属箔を切り出し、 大気中、 1 100°Cで保定し 、 箔の耐酸化特性を単位体積当たりの質量増加が急激に上昇する異 常酸化を起こすまでの時間として調べたところ、 A1濃度を 5mas s%含 む通常の製鋼、 圧延プロセスで製造可能な従来の箔（厚みは 10 / m) と比較して、 異常酸化が開始するまでの時間は、 6. 5%A1の本発明例 69で 5 % A1材の 2倍、 7. 5%A1の本発明例 71で 2. 9倍、 8. 3 1の本発明 例 74で 3. 7倍、 9%A1の本発明例 78で 4. 4倍に向上した。
以上示したように、 本発明の範囲に制御して得られた高 A 1含有 鋼板は、 容易に冷間圧延によって薄手の金属箔に加工できる。さら に、 冷間圧延によって得られた高 A1含有金属箔は、 また集合組織が 本発明の範囲に含まれており、 優れた加工性を有しているため、容 易にコルゲート加工のような曲げ加工が可能であることがわかった 。そして、 これらの高 A1含有金属箔は優れた高温耐酸化特性を有す るため、 メタル担体等への適用が可能である。
表 6
区分 平均 A1濃度 冷延前 冷延加工性 冷延後 高 A1金属箔の面集積度（％) 金属箔の
x/mass % 板厚/匪 板厚/匪 1222) (200) 曲げ加工性 比較例 10 6. 5 0. 20 X 0. 02 40 27 X 本発明例 69 6. 5 0. 20 〇 0. 02 82 1. 3 〇 比較例 1 1 7. 5 0. 20 X 0. 02 37 29 X 本発明例 71 7. 5 0. 10 〇 0. 02 85 1. 2 〇 比較例 12 8. 3 0. 20 X 0. 02 44 23 1 X 本発明例 74 8. 3 0. 10 〇 0. 02 83 1. 8 〇 比較例 13 9. 0 0. 10 X 0. 02 ϋ ϋ X 本発明例 78 9. 0 0. 07 〇 0. 02 87 1. 8 〇
(実施例 7)
実施例 7では、 メタル担体を組み立て、 構造耐久性及び触媒層の 付着性について調査した。 箔素材として、 本発明例 74の試料を 0. 03 腿まで圧延した 厚の金属箔 Aを用意した。 また、 比較例として 、 母材鋼板の A 1濃度が 1. 5mas s%であり、 他の添加元素等は本発明例 74と同様にした板厚 0. 36mmの母材鋼板に、 溶融めつき法で 90%S i - 10 %A 1合金を片面当たり 42 m両面に付着させ、 拡散熱処理をすること なく 0. 03匪まで圧延した積層体金属箔 Bを用意した。 A及び Bの箔そ れぞれを波付け加工し、 N i系の紛ろうを塗布した後、 波箔と平箔を 互いに重ねて巻き回し、 直径 80mmのハニカム構造体とした。 このハ 二カム構造体をフェライ ト系ステンレス鋼からなる外筒に収め、 真 空中 1 180°Cで 20分間の熱処理を行い、 箔 Aはろう付け処理、 箔 Bはろ う付け処理と同時に A 1拡散熱処理を行った。 箔 A及び箔 Bの A 1濃度は 、 いずれも 8. 3mas s %であった。 その後、 白金触媒を含浸させたァ - A 12 03紛の触媒層を形成させ、 1200°C及び 25 °Cを 30分毎に繰返す冷熱 耐久試験を 100時間行った。 箔 Aを用いたメタル担体は、 全く異常が なかったが、 箔 Bを用いたメタル担体は、 箔が欠けたり、 ハニカム 状のセルが潰れており、 その周辺の触媒層は欠け落ちていた。 以上 のことから、 本発明によって得られる金属箔からなるメタル担体は 、 靭性に優れる為、 構造耐久性及び触媒層の剥離特性にも優れてい ることが判つた。
以上、 実施例においても、 本発明により加工性に優れた高 A 1含有 鋼板が得られることが明らかである。 この高 A 1含有鋼板は、 容易に 様々な形状に加工することができ、 靭性も高いため、 例えば、 自動 車用排ガス浄化触媒担体の基材であるメタル担体の使用等に有用で ある。 産業上の利用可能性
本発明の高 A 1含有鋼板を製造することによって、 拡散熱処理後の 鋼板の加工性が格段に向上し、 これまで困難であつた 6. 5nias s %以上 の A 1濃度を有する高 A 1含有鋼板の加工を低コス トで行う ことができ る。 本発明により製造した高 A 1含有鋼板は、 加工性に優れることか ら、 様々な形状に容易に加工できるようになり、 さらに冷間圧延に よって薄い箔とすることも可能である。 これらは、 例えば、 高温耐 酸化性が要求される自動車等の触媒担体用基材を始めとした各種耐 熱用材料等の製造に有用される。

Claims

1 . A1含有量が 6.5mass%以上 10mass%以下の高 A1含有鋼板であつ て、 鋼板面に対する a- Fe結晶の（2221面集積度が 60%以上 95%以下、 又は、 （2001面集積度が 0.01%以上 15%以下、 の一方又は両方である ことを特徴とする高 A1含有鋼板。
請
2. 鋼板厚みが、 0.015mm以上 0.4匪以下であることを特徴とする 請求項 1に記載の高 A1含有鋼板。
3. A1含有量が 6.5mass%以上 lGmass¾以下、 鋼板厚みが G. QG5mni以 上 0. 1龍以下の高 A1含有金属箔であって、 鋼板面に対する Q!-Fe結晶 の （2221面集積度が 60%以上 95%以下、 又は、囲（2001面集積度が 0.01% 以上 15%以下、 の一方又は両方であることを特徴とする高 A1含有金 属箔。
4. 金属箔の平箔及び波箔を重ねて巻き回してなるハニカム構造 体であって、 該金属箔の一部が少なく とも請求項 3に記載の高 A1含 有金属箔であることを特徴とするハニカム構造体。
5. 請求項 4に記載のハニカム構造体と金属製外筒とをろう付け してなるメタル担体。
6. 請求項 4に記載の八二カム構造体を金属製外筒とろう付けし た後、 触媒層を担持してなるメタル担体。
7. A1を 3.5mass%以上 6.5mass%未満含有する母材鋼板に、 少なく とも片面に A1又は A1合金を付着させて積層体とし、 該積層体に冷間 で加工歪を付与してから、 拡散熱処理をすることを特徴とする加工 性に優れた高 A1含有鋼板の製造方法。
8. 前記 A1又は A1合金の付着方法が、 鋼板への A1又は A1合金の溶 融めっき法である'請求項 7記載の高 A1含有鋼板の製造方法。
9. 前記 A1又は A1合金の付着方法が、 鋼板への A1又は A1合金の箔 を貼り付ける方法である請求項 7記載の高 Al含有鋼板の製造方法。
10. 前記冷間での加工歪付与方法が、 冷間圧延である請求項 7記 載の高 A1含有鋼板の製造方法。
11. 前記冷間圧延における積層体の圧下率 α は）力 下記式（a)〜 (c)の関係を満足する範囲である請求項 10記載の高 Al含有鋼板の製
20≤ α≤95
35x-260≤
6.5≤x
(ここで、 xは拡散熱処理後の鋼板の平均 Al濃度（mass%)であ る。 ）
12. 冷間圧延後の積層体厚み t (MI)が、 下記式（d)〜 ）の関係を 満足する範囲である請求項 10又は 11に記載の高 A1含有鋼板の製造方 法。
0.015≤ t≤0.4 · · · (d)
t≤-0. 128x+l.298 … (e)
6.5≤x … (f)
(ここで、 xは拡散熱処理後の鋼板の平均 Al濃度（mass%)であ る。 ）
13. 前記拡散熱処理の温度が 800〜 1250°Cである請求項 7記載の高 A1含有鋼板の製造方法。
14. 前記拡散熱処理の雰囲気が非酸化性雰囲気である請求項 7又 は 13記載の高 A1含有鋼板の製造方法。
15. 前記鋼板に予め予備熱処理を施した後に、 積層体を形成する 請求項 7〜 14のいずれか 1項に記載の高 A1含有鋼板の製造方法。
16. 前記予備熱処理の温度が 700〜1100°Cである請求項 15記載の 高 A1含有鋼板の製造方法。
17. 前記予備熱処理の雰囲気が、 真空中、 不活性ガス雰囲気中又 は水素雰囲気中の少なく とも一つである請求項 15又は 16に記載の高 A 1含有鋼板の製造方法。
18. 請求項？〜 17のいずれかに記載の製造方法で得られた高 A 1含 有鋼板をさらに冷間圧延することを特徴とする高 A 1含有金属箔の製 造方法。
19. 請求項 18に記載の製造方法から得られる金属箔であって、 該 箔厚みが 5〜100 mであることを特徴とする高 A 1含有金属箔。
20. 金属箔の平箔及び波箔を重ねて巻き回してなるハニカム構造 体であって、 該金属箔の一部が請求項 19に記載の高 A 1含有金属箔で あることを特徴とするハニカム構造体。
2 1. 請求項 20に記載の八二カム構造体と金属製外筒とをろう付け してなるメタル担体。
22. 請求項 20に記載の八二カム構造体を金属製外筒とろう付けし た後、 触媒層を担持してなるメタル担体。
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