JP2013079428A - Ａｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法およびＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯、ステンレス箔、並びに、自動車排ガス浄化装置用触媒担体 - Google Patents

Abstract

【課題】靭性を低下させること無く表面性状を改善し、安定した製造プロセスでの生産が可能な高Ａｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ：１５．０〜３５．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：３．０〜１０．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｔａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．００５〜０．２０％、Ｃｅ：０．０２％以下、Ｃｅを除くＲＥＭ：０．０３〜０．２０％、ＭｏおよびＷのうち少なくとも一種を合計で０．５〜８．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼を熱間圧延する際、８５０℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後１０℃／秒以上の冷却速度で５００〜６５０℃まで急冷した後に巻取りを行ってコイルとする。
【選択図】図１

Description

本発明は、表面性状および靭性に優れたＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法およびＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯、ステンレス箔、並びに、自動車排ガス浄化装置用触媒担体に関する。

Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金からなるフェライト系ステンレス鋼は、高温での耐酸化性に優れるため、厚さ１００μｍ以下の箔形状に加工され、自動車、オートバイ、マリンバイク、モーターボートなどの排ガス浄化装置用部材（例えば、触媒担体、各種センサーなど）に使用されているほか、ストーブ、ガスバーナー、加熱炉の部材、あるいは電気抵抗率が高い特性を活かして、ヒーターの発熱体などにも使用されており、幅広い用途を有している。

排ガス規制は今後更に強化されることが予想され、燃費向上のため排ガス自体の温度が上昇する傾向にある。より過酷な環境で使用されることになる排ガス浄化装置用触媒担体に用いられるステンレス箔には、高温での耐酸化性に加え、更なる高温での強度が求められていた。そこで、本出願人は、２０質量％Ｃｒ−５質量％Ａｌ系に代表されるＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼に加え、Ｃｒ含有量を増加させた成分系も含んだ１５〜３５質量％Ｃｒ鋼をベースに、Ｍｏ、Ｗおよび適量のＲＥＭなどを添加し、さらにＮｂ、Ｔａ、およびＣｅの含有量を低減させることで、高温での強度および高温での対酸化性を高めたフェライト系Ａｌ含有ステンレス鋼を発明した（特願２０１１−０５１２７９号、特願２０１１−０８１６００号）。この発明により、高温での強度向上ばかりでなく耐塩害腐食性の向上も可能となり、Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の適用範囲が著しく拡大された。

Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼は、以上に述べた利点を有している一方で、熱延板靭性が他のフェライト系ステンレス鋼に比べ著しく劣り、熱延コイルの展開中あるいは冷間圧延中にしばしば板破断が生じ装置トラブルの原因となっていた。特に、本出願人が発明した高温での強度および高温での耐酸化性を高めたフェライト系Ａｌ含有ステンレス鋼は、強度を高めたが故に熱延板靭性が低下し割れが発生し易いため、安定した製造法の確立が望まれていた。

一般にフェライト系ステンレス鋼の熱延板靭性低下の要因として、熱間圧延中または熱間圧延終了後の冷却中に生じる炭窒化物や金属間化合物の析出および４７５℃脆性が挙げられ、それぞれ６００〜８００℃付近および４７５℃付近で保持されると出現し熱延板靭性を低下させることが知られている。これらの脆化はＣｒ含有量が約２０質量％を超えると顕著になるため、高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼の熱延板靭性を改善するためには、熱間圧延終了後の冷却時に、脆化温度域を出来る限り短時間で通過させることが重要となる。そのため、例えば特許文献１には、熱間圧延終了後５００℃超８５０℃未満の温度でコイルを巻き取った後、コイルを水冷する方法が、特許文献２には、仕上げ温度９００℃以下で熱間圧延を終了し、６００℃以下で巻取り後直ちにコイル水冷を施し、その後７００〜８５０℃でベル焼鈍を行った後再度コイル水冷する方法がそれぞれ開示されている。また、特許文献３には、熱間圧延終了後に１０℃／秒以上の冷却速度で水冷し、かつ４５０℃以下で巻き取る方法が開示されている。

特開２００４−２７００２６号公報 特開平５−１４８５４８号公報 特開昭６０−２２８６１６号公報

しかし、特許文献１および特許文献２に記載の方法では、熱延コイルを水冷または加熱するための特殊な設備が必要となりコスト増加につながるばかりか、冷却時の収縮によって、巻き取られた熱延コイル内にずれが生じ、傷やヘゲなどの欠陥の原因となっていた。また、特許文献３に記載の方法では、４５０℃以下という一般的なステンレス鋼の熱延鋼帯製造方法と比べて著しく低い温度で巻取りが行なわれるため、熱延後の急速冷却時に形状変化が生じ、熱延板の表面に欠陥が多発するという難点がある。急速に冷却し４５０℃以下の低温で巻き取る場合、急冷時に変形した鋼帯が蛇行することによるガイド部への接触、またその際に生じた破片のコイル内への巻き込みなどによる表面欠陥が生じることもあった。熱間圧延により生じた表面欠陥は最終製品にまで残存し易く、冷間圧延後の表面傷や穴開きなどの不良を引き起こす。このような欠陥部分は、冷間圧延中に一旦圧延を中止し、切断や部分研磨などで取り除く必要があるため、生産効率を低下させる原因にもなる。すなわち、いずれの技術においても、靭性を向上させる目的で熱延鋼帯に低温までの急速冷却を施しているが、熱延板の表面性状を低下させ生産性低下につながっていたのである。

本発明は、これらの問題を解決し、靭性を低下させること無く表面性状を改善し、安定した製造プロセスでの生産が可能な高Ａｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法および高Ａｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯、ステンレス箔、並びに、自動車排ガス浄化装置用触媒担体を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記問題を解決すべく鋭意検討したところ、Ａｌの含有量を適切に制御し、熱間圧延後に適切な冷却および巻取り条件とすることで、上記目的を達成しうることを見出した。すなわち、本発明は下記［１］〜［８］で示す特徴で要約される。

［１］質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ：１５．０〜３５．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：３．０〜１０．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｔａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．００５〜０．２０％、Ｃｅ：０．０２％以下、Ｃｅを除くＲＥＭ：０．０３〜０．２０％、ＭｏおよびＷのうち少なくとも一種を合計で０．５〜８．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼を熱間圧延する際、８５０℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後１０℃／秒以上の冷却速度で５００℃〜６５０℃まで急冷した後に巻取りを行って熱延コイルとすることを特徴とするＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。

［２］前記鋼がさらに、質量％で、Ｈｆ：０．０１〜０．２０％、質量ｐｐｍで、Ｃａ：１０〜３００ｐｐｍおよびＭｇ：１５〜３００ｐｐｍのうち少なくとも一種を含有することを特徴とする前記［１］に記載のＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。

［３］表面の欠陥発生率が３％以下で、かつ延性−脆性遷移温度が１５０℃以下であることを特徴とする、前記［１］または［２］に記載のＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。ただし、欠陥発生率とは（欠陥発生面積／検査実施面積×１００）で得られる値であり、延性−脆性遷移温度は熱延鋼帯についてシャルピー衝撃試験を行って得られる値である。

［４］質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ：１５．０〜３５．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：３．０〜１０．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｔａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．００５〜０．２０％、Ｃｅ：０．０２％以下、Ｃｅを除くＲＥＭ：０．０３〜０．２０％、ＭｏおよびＷのうち少なくとも一種を合計で０．５〜８．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼を熱間圧延する際、８５０℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後１０℃／秒以上の冷却速度で５００℃〜６５０℃まで急冷した後に巻取りを行って熱延コイルとして得られたことを特徴とするＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。

［５］前記鋼がさらに、質量％で、Ｈｆ：０．０１〜０．２０％、質量ｐｐｍで、Ｃａ：１０〜３００ｐｐｍおよびＭｇ：１５〜３００ｐｐｍのうち少なくとも一種とを含有することを特徴とする前記［４］に記載のＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。

［６］表面の欠陥発生率が３％以下で、かつ延性−脆性遷移温度が１５０℃以下であることを特徴とする、前記［４］または［５］に記載の熱延鋼帯。ただし、欠陥発生率とは（欠陥発生面積／検査実施面積×１００）で得られる値であり、延性−脆性遷移温度は熱延鋼帯についてシャルピー衝撃試験を行って得られる値である。

［７］箔厚が１００μｍ以下であることを特徴とする、前記［４］〜［６］のいずれかに記載のＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯を圧延して得られるステンレス箔。

［８］前記［７］に記載のステンレス箔を用いた自動車排ガス浄化装置用触媒担体。

本発明により、高温での強度および高温での耐酸化性に優れ、かつ耐塩害腐食性にも優れるステンレス鋼の良好な表面性状および靭性を有する熱延鋼帯を得ることができる。さらに、製造上のトラブルを著しく低減させ、生産性を大きく向上させることが可能となる。

各種温度で時効した際の硬度変化におよぼすＡｌ含有量の影響を示す図である。

以下、本発明について詳細に説明する。なお、化学成分について、％はすべて質量％、ｐｐｍはすべて質量ｐｐｍを意味する。

（１）化学成分
Ｃ：０．０５％以下
Ｃ含有量が０．０５％を超えると、高温での強度が低下し、高温での耐酸化性も低下する。また、靭性の低下による製造性の低下も招く。よって、Ｃ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下とするが、極力低減することがより好ましい。

Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、靭性が低下するとともに、加工性の低下により製造を困難にする。よって、Ｓｉ含有量は２．０％以下、好ましくは１．０％以下とする。

Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎ含有量が１．０％を超えると、高温での耐酸化性が低下する。また、耐塩害腐食性の低下も招く。よって、Ｍｎ含有量は１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。

Ｓ：０．００３％以下
Ｓ含有量が０．００３％を超えると、触媒担体におけるＡｌ_２Ｏ_３皮膜の密着性や高温での耐酸化性が低下する。よって、Ｓ含有量は０．００３％以下、好ましくは０．００１％以下とするが、極力低減することがより好ましい。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐ含有量が０．０５％を超えると、触媒担体におけるＡｌ_２Ｏ_３皮膜の密着性や高温での耐酸化性が低下する。よって、Ｐ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とするが、極力低減することがより好ましい。

Ｃｒ：１５．０〜３５．０％
Ｃｒは高温での強度および耐酸化性を確保する上で必要不可欠な元素であるので１５.０％以上添加する。しかし、Ｃｒ含有量が３５．０％を超えると、４７５℃脆性が促進されるため靭性が著しく低下し、本発明の技術を用いた脆化の抑制が困難となる。よって、Ｃｒ含有量は１５．０〜３５．０％、好ましくは１８．０〜３２．０％とする。ただし、特に高温強度および耐酸化性が必要とされる場合は、２５．０〜３２．０％添加されることがより好ましい。

Ｎｉ：０．０５〜０．３０％
Ｎｉは触媒担体成形時のロウ付け性を向上する効果があるため、その含有量は０．０５％以上とする。しかし、オーステナイト安定化元素であるＮｉの含有量が０．３０％を超える場合は、高温での酸化進行時に箔中の固溶Ａｌが減少し、Ｃｒが酸化され始めた際、オーステナイトが生成して箔の熱膨張係数を変化させ、箔の括れや破断（セル切れ）などの不具合が発生する。よって、Ｎｉ含有量は０．０５〜０．３０％、好ましくは０．０８〜０．２０％とする。

Ａｌ：３．０〜１０．０％
Ａｌは本発明において非常に重要な役割を果たす元素である。Ａｌは表面に保護性の高いＡｌ_２Ｏ_３皮膜を形成し、高温での耐酸化性を向上させる。Ａｌ含有量が３．０％未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Ａｌ含有量が１０．０％を超えると、加工性が著しく低下し、圧延が困難となる。

さらに本発明者らは、Ａｌを３．０％以上添加することで、熱間圧延後の冷却中に生じる、σ相などの金属間化合物の析出および４７５℃脆性を抑制する効果があることを知見した。表１に示す鋼Ｎｏ．１〜６の鋼（Ｃ：０．００４〜０．００９％、Ｓｉ：０．１５〜０．１８％、Ｍｎ：０．１３〜０．１６％、Ｓ：０．０００７〜０．０００９％、Ｐ：０．０２３〜０．０２５％、Ｃｒ：２４．８〜２５．９％、Ｎｉ：０．１０〜０．１６％、Ａｌ：０．０１〜１０．８％、Ｎ：０．００５〜０．００８％、Ｔｉ：０．００４〜０．００６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０１２％、Ｔａ：０．００２〜０．００９％、Ｚｒ：０．０３１〜０．０３９％、Ｃｅ：０．００５〜０．０１０％、Ｌａ：０．０６２〜０．０９２％、Ｍｏ：２．８３〜３．１２％、Ｃａ：１５〜３０ｐｐｍ、Ｍｇ：１３〜３０ｐｐｍを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる合金）を各種温度で１００時間時効した後に水中急冷した試料の、硬度変化量におよぼすＡｌ含有量の影響を図１に示す。ここで硬度変化量とは、時効前と時効後のビッカース硬度の差であり、一般的に硬度が上昇すると靭性は低下する傾向にある。Ａｌ含有量が３．０％に満たない場合、８００℃時効では金属間化合物の析出によるσ脆性、５００℃時効では４７５℃脆性がそれぞれ生じ大幅な硬度の上昇が認められたが、Ａｌ含有量の増加に伴って、８００℃および５００℃における硬度上昇が抑制された。この効果は３．０％以上含有することで顕著となる。よって、Ａｌ含有量は３．０〜１０．０％とする。好ましくは４．５〜６．５％とする。なお、６００℃および１０００℃時効では硬度変化はほとんど認められなかったが、これらの温度では金属間化合物の析出および４７５℃脆性は生じないためであると考えられる。

Ｎ：０．１０％以下
Ｎ含有量が０．１０％を超えると、靱性が低下するとともに、加工性の低下により製造を困難にする。よって、Ｎ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。

Ｔｉ：０．０２％以下
Ｔｉは酸化されやすい元素である。その含有量が０．０２％を超えると、Ｔｉ酸化物がＡｌ_２Ｏ_３皮膜中に多量に混入し、ロウ付け性が著しく低下するとともに、高温での耐酸化性も低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とするが、極力低減することがより好ましい。

Ｎｂ：０．０２％以下
Ｎｂ含有量が０．０２％を超えると、（Ｆｅ，Ａｌ）ＮｂＯ_４の保護性のない酸化皮膜が生成し、高温での耐酸化性が著しく低下する。また、（Ｆｅ，Ａｌ）ＮｂＯ_４は熱膨張率が大きいため、箔の変形を助長し、触媒の剥離を引き起こす。よって、Ｎｂ含有量は０．０２％、好ましくは０．０１％以下とするが、極力低減することがより好ましい。

Ｔａ：０．０２％以下
Ｎｂと同様、Ｔａ含有量が０．０２％を超えると、（Ｆｅ，Ａｌ）ＴａＯ_４の保護性がなく、熱膨張率が大きい酸化皮膜が生成し、高温での耐酸化性が著しく低下するとともに、箔の変形を助長し、触媒の剥離を引き起こす。よって、Ｔａ含有量は０．０２％、好ましくは０．０１％以下とするが、極力低減することがより好ましい。

なお、ＮｂとＴａの総含有量は０．０３％以下とすることがより好ましく、０．０２％以下とすることがさらに好ましい。

Ｚｒ：０．００５〜０．２０％
Ｚｒは鋼中のＣ、Ｎと結合し、クリープ特性を改善する。また、靭性が向上するとともに、加工性が向上して箔の製造を容易にする。さらに、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜中においてＡｌ_２Ｏ_３粒界に濃化して高温での耐酸化性や、高温での強度、特に耐変形性を向上させる。このような効果を得るには、Ｚｒ含有量は０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｚｒ含有量が０．２０％を超えると、Ｆｅなどと金属間化合物をつくり、耐酸化性を低下させる。よって、Ｚｒ含有量は０．００５〜０．２０％、好ましくは０．０１〜０．０５％とする。

Ｃｅ：０．０２％以下
Ｃｅ含有量が０．０２％を超えると、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜と母材鋼表面との界面にＣｅＯ型の酸化物が生成し、高温での強度、特に耐変形性を著しく劣化させ、形状不良を引き起こす。よって、Ｃｅ含有量は０．０２％以下とするが、極力低減することがより好ましい。

Ｃｅを除くＲＥＭ：０．０３〜０．２０％
Ｃｅを除くＲＥＭとは、Ｌａ、Ｎｄ、Ｓｍなど原子番号５７〜７１までのＣｅを除く１４種の元素とする。一般に、ＲＥＭはＡｌ_２Ｏ_３皮膜の密着性を改善し、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜の耐剥離性向上に極めて顕著な効果を有する。このような効果を得るには、Ｃｅを除くＲＥＭ含有量は０．０３％以上とする必要がある。一方、Ｃｅを除くＲＥＭ含有量が０．２０％を超えると、これらの元素が結晶粒界に濃化して析出し、高温加熱時に溶融して熱延板の表面欠陥の要因となる。よって、Ｃｅを除くＲＥＭ含有量は０．０３〜０．２０％、好ましくは０．０５〜０．１０％とする。

ＭｏおよびＷのうち少なくとも一種：合計で０．５〜８．０％
ＭｏおよびＷは高温での強度、特にヤング率と破断応力を増大し、触媒担体の寿命が良好となる。これらの元素は、同時に、Ａｌ_２Ｏ_３皮膜を安定化させ、耐塩害腐食性を向上させる。このような効果を得るには、ＭｏおよびＷのうち少なくとも一種の含有量は合計で０．５％以上とする必要がある。一方、ＭｏおよびＷのうち少なくとも一種の含有量が合計で８．０％を超えると、加工性の低下により製造を困難にする。よって、ＭｏおよびＷのうち少なくとも一種の含有量は合計で０．５〜８．０％、好ましくは２．５〜６．５％とする。

上記した成分元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、箔の耐酸化性を向上させる理由で、さらに、Ｈｆ：０．０１〜０．２０％、Ｃａ：１０〜３００ｐｐｍおよびＭｇ：１５〜３００ｐｐｍのうち少なくとも一種を、個別にあるいは同時に含有させることができる。

（２）製造方法
次に、本発明によって表面性状に優れた熱延鋼帯を得ることが可能となるメカニズムについて説明する。本発明者らは、課題について鋭意検討したところ、以下に示す知見を得るに至った。

（ａ）高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼の靭性低下原因となる４７５℃脆性はＡｌ含有量の増加に伴い抑制される。特に、３．０％以上のＡｌを含有すると、４７５℃付近で長時間均熱を施しても脆化はほとんど生じない。（図１参照）
（ｂ）巻取り温度を５００℃〜６５０℃とすることで、急冷による形状変化が軽微となり、熱延鋼帯の表面性状は著しく改善される。好ましくは、５００〜６００℃、さらに好ましくは５２０〜５８０℃である。従来の高Ｃｒ含有フェライト系ステンレス鋼製造技術では４７５℃脆性による脆化を避けるため、例えば４５０℃以下という低温まで冷却した後に巻取りを行っていたが、本発明鋼では（ａ）で述べた通りＡｌ含有の効果で脆化が抑制されるため、過度の急激な冷却は不要となり比較的高温での巻取りが可能となる。

（ｃ）当該Ａｌ含有ステンレス鋼を、熱延終了後８５０℃以上の高温で巻取りを行うと炭窒化物が析出し熱延板靭性が低下するが、１０℃／秒以上、好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上の冷却速度で巻取り温度まで急冷することで炭窒化物の析出をほぼ抑制することが可能となる。なお、高Ｃｒステンレス鋼を８５０℃付近で保持した際に生じるσ脆性も、４７５℃脆性と同様にＡｌの効果で抑制されるが、炭窒化物の析出が生じるため８５０℃以上での巻取りでは靭性が低下する。

本発明はかかる知見に基づいてなされている。従来、熱延板靭性を確保するために低温で行わざるを得なかった巻取り温度を、Ａｌ含有の効果によって上昇させることが可能となり、靭性と表面性状いずれにも優れた熱延鋼帯を得ることができるものである。

当該Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の製造には、通常のステンレス鋼製造設備を用いることができる。前述の成分組成を含有する鋼を、転炉や電気炉などで溶製し、ＶＯＤやＡＯＤで二次精錬した後、造塊−分塊圧延法や連続鋳造法で鋼スラブとする。鋳造後のスラブは、室温まで冷却すると割れが生じる可能性があるため、出来る限り高温のまま迅速に次工程の熱延加熱炉に装入することが望ましい。工場の操業スケジュール上、再加熱が困難な場合は、保熱炉などを用いてもよいし、複数の高温スラブを積み重ねることで保温してもよい。いずれの場合においても、スラブ温度が１７０℃より低下しないことが望ましい。こうして保温されたスラブを加熱炉に装入し、１１５０℃〜１２５０℃に加熱した後に一般的な熱間圧延工程に供する。熱間圧延終了後は例えばスプレー式の水冷装置などで急冷し、５００〜６５０℃の温度で巻き取って熱延コイルとすることで、表面性状および靭性に優れた熱延鋼帯を得ることができる。こうして得られた熱延鋼帯について、ショットブラスト、酸洗、機械研磨などで表面スケールを除去し、冷間圧延と焼鈍を複数回繰り返し行うことで箔厚１００μｍ以下のステンレス箔を得る。箔の厚みは、排ガス浄化装置用触媒担体とした際に、特に耐振動特性や耐久性が必要である場合は５０〜１００μｍ程度とし、特に高いセル密度や低背圧が必要とされる場合は２５μｍ〜５０μｍ程度とすることが好ましい。

以下実施例に基づいて本発明を具体的に説明する。真空溶解法により表２に示す鋼Ｎｏ．７〜１６の化学組成の鋼を溶製し、表３に示す条件にて熱間圧延、冷却および巻取りを行って、厚さ３．５ｍｍの熱延鋼帯とした。こうして得られた熱延鋼帯について、以下の試験を行った。

靭性：熱延鋼帯の靭性はシャルピー衝撃試験により評価した。試験片の長手方向が圧延方向と平行になるように採取し、圧延方向と垂直にＶノッチを入れた。試験片はＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８））のＶノッチ試験片に基づき作製したが、板厚（ＪＩＳ規格では幅）のみ素材のまま加工を加えず３．５ｍｍとした。試験は、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８））に基づき、各温度につき３本ずつ行い、吸収エネルギーおよび脆性破面率を測定し遷移曲線を求めた。延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）は脆性破面率の遷移曲線が５０％となる温度とした。ＤＢＴＴが１２０℃未満を◎、１２０℃〜１５０℃を○、１５０℃を超えたものを×と評価した。シャルピー衝撃試験で求めたＤＢＴＴが１５０℃以下であれば、常温で安定的に冷間圧延が可能であることは事前に確認したが、冬場の通板など板温が低下しやすい環境では、ＤＢＴＴが１２０℃未満であることがより安定的な通板には好ましい。

表面性状：表面性状は、各条件で作製した熱延鋼帯およびこの熱延鋼帯を圧延して得られた箔から検査用のサンプルを採取して、欠陥面積率（欠陥が発生した面積／検査した面積×１００）を求めた。熱延鋼帯の欠陥面積率が１％未満であり、全長にわたって表面欠陥がほとんど認められないものを◎、熱延鋼帯の欠陥面積率が１〜３％で、多少の欠陥は認められたものの、以後のショットブラスト、酸洗、機械研磨等の通常の表面手入れ工程で容易に取り除くことができるものを○、熱延鋼帯の欠陥面積率が３％を超え、明らかなひび割れやヘゲなどが複数確認され、グラインダーによる部分研削や欠陥部分の切除が必要なものを×と評価した。この時点で重大な欠陥が発見されなくとも、冷間圧延中もしくは冷間圧延後に厚さ１００μｍ以下のステンレス箔とした際、３％を超える面積で傷やヘゲなどの欠陥が見られたものは同じく×と評価した。なお、Ａｌ含有量が本発明範囲外である鋼Ｎｏ．１６については、熱間圧延中に激しい割れが生じたため、上記の評価は行わなかった。

表３に示した通り、成分、巻取り温度および冷却速度が本発明の範囲内にある熱延鋼帯は、表面性状および靭性のいずれにも優れている。さらに、これらの鋼帯は、表面性状および靭性に優れているため、以後の箔圧延工程に供しても全く問題は無く、効率的に生産することが可能であった。一方、これら製造条件が本発明の範囲からはずれるものは、表面性状または靭性のうち少なくとも一方が悪化しており、圧延作業を中断しての部分手入れなどが必要となるため、安定的な生産には不向きである。

本発明によれば、両立の困難であった表面性状および靭性が共に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼を安定的に製造可能となり、産業上非常に有効である。

Claims (8)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ：１５．０〜３５．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：３．０〜１０．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｔａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．００５〜０．２０％、Ｃｅ：０．０２％以下、Ｃｅを除くＲＥＭ：０．０３〜０．２０％、ＭｏおよびＷのうち少なくとも一種を合計で０．５〜８．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼を熱間圧延する際、８５０℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後１０℃／秒以上の冷却速度で５００℃〜６５０℃まで急冷した後に巻取りを行って熱延コイルとすることを特徴とするＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。
2. 前記鋼がさらに、質量％で、Ｈｆ：０．０１〜０．２０％、質量ｐｐｍで、Ｃａ：１０〜３００ｐｐｍおよびＭｇ：１５〜３００ｐｐｍのうち少なくとも一種とを含有することを特徴とする請求項１に記載のＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。
3. 表面の欠陥発生率が３％以下で、かつ延性−脆性遷移温度が１５０℃以下であることを特徴とする、請求項１または２に記載のＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法。ただし、欠陥発生率とは（欠陥発生面積／検査実施面積×１００）で得られる値であり、延性−脆性遷移温度は熱延鋼帯についてシャルピー衝撃試験を行って得られる値である。
4. 質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｒ：１５．０〜３５．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：３．０〜１０．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｔａ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．００５〜０．２０％、Ｃｅ：０．０２％以下、Ｃｅを除くＲＥＭ：０．０３〜０．２０％、ＭｏおよびＷのうち少なくとも一種を合計で０．５〜８．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼を熱間圧延する際、８５０℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後１０℃／秒以上の冷却速度で５００℃〜６５０℃まで急冷した後に巻取りを行って熱延コイルとして得られたことを特徴とするＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。
5. 前記鋼がさらに、質量％で、Ｈｆ：０．０１〜０．２０％、質量ｐｐｍで、Ｃａ：１０〜３００ｐｐｍおよびＭｇ：１５〜３００ｐｐｍのうち少なくとも一種とを含有することを特徴とする請求項４に記載のＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。
6. 表面の欠陥発生率が３％以下で、かつ延性−脆性遷移温度が１５０℃以下であることを特徴とする、請求項４または５に記載のＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯。ただし、欠陥発生率とは（欠陥発生面積／検査実施面積×１００）で得られる値であり、延性−脆性遷移温度は熱延鋼帯についてシャルピー衝撃試験を行って得られる値である。
7. 箔厚が１００μｍ以下であることを特徴とする、請求項４〜６のいずれかに記載のＡｌ含有フェライト系ステンレス熱延鋼帯を圧延して得られるステンレス箔。
8. 請求項７に記載のステンレス箔を用いた自動車排ガス浄化装置用触媒担体。

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