RU2355788C2 - Стальной лист с высоким содержанием алюминия и способ его производства - Google Patents

Стальной лист с высоким содержанием алюминия и способ его производства Download PDF

Info

Publication number
RU2355788C2
RU2355788C2 RU2007118630/02A RU2007118630A RU2355788C2 RU 2355788 C2 RU2355788 C2 RU 2355788C2 RU 2007118630/02 A RU2007118630/02 A RU 2007118630/02A RU 2007118630 A RU2007118630 A RU 2007118630A RU 2355788 C2 RU2355788 C2 RU 2355788C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel sheet
aluminum
heat treatment
laminate
diffusion heat
Prior art date
Application number
RU2007118630/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2007118630A (ru
Inventor
Тору ИНАГУМА (JP)
Тору ИНАГУМА
Такаюки КОБАЯСИ (JP)
Такаюки КОБАЯСИ
Хироаки САКАМОТО (JP)
Хироаки САКАМОТО
Original Assignee
Ниппон Стил Матириалз Ко., Лтд.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ниппон Стил Матириалз Ко., Лтд. filed Critical Ниппон Стил Матириалз Ко., Лтд.
Publication of RU2007118630A publication Critical patent/RU2007118630A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2355788C2 publication Critical patent/RU2355788C2/ru

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B01—PHYSICAL OR CHEMICAL PROCESSES OR APPARATUS IN GENERAL
    • B01J—CHEMICAL OR PHYSICAL PROCESSES, e.g. CATALYSIS OR COLLOID CHEMISTRY; THEIR RELEVANT APPARATUS
    • B01J23/00—Catalysts comprising metals or metal oxides or hydroxides, not provided for in group B01J21/00
    • B01J23/70—Catalysts comprising metals or metal oxides or hydroxides, not provided for in group B01J21/00 of the iron group metals or copper
    • B01J23/74—Iron group metals
    • B01J23/745—Iron
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B01—PHYSICAL OR CHEMICAL PROCESSES OR APPARATUS IN GENERAL
    • B01D—SEPARATION
    • B01D39/00—Filtering material for liquid or gaseous fluids
    • B01D39/10—Filter screens essentially made of metal
    • B01D39/12—Filter screens essentially made of metal of wire gauze; of knitted wire; of expanded metal
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B01—PHYSICAL OR CHEMICAL PROCESSES OR APPARATUS IN GENERAL
    • B01D—SEPARATION
    • B01D53/00—Separation of gases or vapours; Recovering vapours of volatile solvents from gases; Chemical or biological purification of waste gases, e.g. engine exhaust gases, smoke, fumes, flue gases, aerosols
    • B01D53/34—Chemical or biological purification of waste gases
    • B01D53/74—General processes for purification of waste gases; Apparatus or devices specially adapted therefor
    • B01D53/86—Catalytic processes
    • B01D53/88—Handling or mounting catalysts
    • B01D53/885—Devices in general for catalytic purification of waste gases
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B01—PHYSICAL OR CHEMICAL PROCESSES OR APPARATUS IN GENERAL
    • B01J—CHEMICAL OR PHYSICAL PROCESSES, e.g. CATALYSIS OR COLLOID CHEMISTRY; THEIR RELEVANT APPARATUS
    • B01J21/00—Catalysts comprising the elements, oxides, or hydroxides of magnesium, boron, aluminium, carbon, silicon, titanium, zirconium, or hafnium
    • B01J21/02—Boron or aluminium; Oxides or hydroxides thereof
    • B01J35/19—
    • B01J35/56—
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B01—PHYSICAL OR CHEMICAL PROCESSES OR APPARATUS IN GENERAL
    • B01J—CHEMICAL OR PHYSICAL PROCESSES, e.g. CATALYSIS OR COLLOID CHEMISTRY; THEIR RELEVANT APPARATUS
    • B01J37/00—Processes, in general, for preparing catalysts; Processes, in general, for activation of catalysts
    • B01J37/02—Impregnation, coating or precipitation
    • B01J37/0215—Coating
    • B01J37/0225—Coating of metal substrates
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K1/00—Soldering, e.g. brazing, or unsoldering
    • B23K1/0008—Soldering, e.g. brazing, or unsoldering specially adapted for particular articles or work
    • B23K1/0014—Brazing of honeycomb sandwich structures
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C26/00—Coating not provided for in groups C23C2/00 - C23C24/00
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
    • C25D5/50—After-treatment of electroplated surfaces by heat-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • 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
    • 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
    • Y10T428/1234—Honeycomb, or with grain orientation or elongated elements in defined angular relationship in respective components [e.g., parallel, inter- secting, etc.]

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, в частности к получению методом поточного производства при низкой себестоимости стального листа и фольги с высоким содержанием алюминия. На по крайней мере одну поверхность основного стального листа, содержащего алюминий в количестве от 3,5 до менее чем 6,5 мас.%, наносят алюминий или алюминиевый сплав для получения слоистого материала. Подвергают его холодной обработке для придания рабочего напряжения и диффузионной термообработке. Получают стальной лист, содержащий от 6,5 до 10 мас.% алюминия, имеющий текстуру с совокупностью плоскостей кристалла α-Fe {222}, составляющей от 60 до 95%, и/или плоскостей {200}, составляющей от 0,01 до 15%, по отношению к поверхности стального листа. Лист подвергают дополнительной холодной прокатке с получением фольги. Улучшается обрабатываемость, что позволяет получать изделия различной формы без дополнительных операций. 7 н. и 14 з.п. ф-лы, 2 ил., 6 табл.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Изобретение относится к стальному листу с высоким содержанием алюминия и металлической фольге, а также к способам их изготовления.
Уровень техники
Al-содержащий стальной лист, состоящий из железа плюс алюминий, представляет собой сплав, обладающий стойкостью к высокотемпературному окислению и высоким электросопротивлением. Повышение концентрации Al позволяет ожидать улучшения этих свойств, но при этом одновременно уменьшается ударная вязкость и значительно ухудшается обрабатываемость. По этой причине максимальная концентрация Al, при которой сохраняется возможность поточного промышленного производства при обычном производстве стали и в процессе производства проката, составляет лишь 6,5 мас.%. Имеется острая потребность в технологии поточного производства, которая позволила бы улучшить обрабатываемость и производить стальной лист с высоким содержанием алюминия, в котором бы содержалось большее количество Al.
Являясь примером предшествующего уровня техники в отношении улучшения способности к обработке стального листа с высоким содержанием алюминия, японская патентная публикация (В) №6-8486 описывает добавление заданных количеств Р и редкоземельных металлов (РЗМ) с целью улучшения способности к обработке, так как принадлежащий к РЗМ Се присутствует в стали в виде мелкозернистого фосфата. Однако это требует добавления дорогостоящих элементов и приводит к более высокой себестоимости. Кроме того, верхний предел концентрации Al, указанный в этой публикации, равен 6,5 мас.%.
В японской патентной публикации (А) №1-4458 описывается получение 70% или более отвердевшей структуры быстро охлаждаемых ленточно-столбчатых кристаллов с целью улучшения ударной вязкости стального листа, содержащего Al в концентрации от 1 до 7 мас.% Однако, с учетом того, что для производства быстро охлаждаемой ленты и для поточного производства ленты необходимо специальное оборудование, себестоимость также повышается.
Известен также способ производства стального листа с высоким содержанием алюминия, состоящий в нанесении Al или Al сплава на поверхность стального листа, имеющего концентрацию алюминия ниже 6,5 мас.% и способного поточно производиться с использованием обычных способов производства и прокатки стали, с последующей обработкой поверхности листа с целью повышения концентрации Al.
В качестве технологии для эффективной прокатки материала с гальваническим покрытием в японской патентной публикации (В) №4-80746, например, раскрывается способ получения металлической подложки, включающий электрохимическое нанесение на стальной лист никелевого покрытия с последующим электрохимическим нанесением Al или Al сплава, прокатку листа до толщины конечного изделия, после чего производится обработка листа путем сборки его в металлическую подложку и обработка последней методом диффузионной термообработки. Далее, в японской патентной публикации (Al) №2003-5620906 описывается, в качестве способа производства листа стабильного по размерам Fe-Cr-Al фольгового стального листа, нанесение на него Al или Al сплава с образованием покрытия, количество которого составляет от 0,5 до 5 мас.% от общей массы, в результате чего усадка в направлении длины и/или ширины становится равной 0,5% или меньше даже при равномерной диффузионной термообработке после холодной прокатки. Однако такие способы производства не имеют целью достижения эффекта улучшения ударной вязкости и способности к обработке стального листа с высоким содержанием алюминия после диффузионной термообработки.
В японском патенте №3200160 описывается, в качестве способа производства фольги из сплава Fe-Cr-Al, нанесение Al или Al сплава на лист нержавеющей стали, содержащей заданное количество В, обработка листа методом диффузионной термообработки, которая заставляет нанесенный ингредиент диффундировать в стальной лист, в результате чего получают стальной лист, содержащий Al в концентрации от 1 до 10 мас.%, который подвергают холодной прокатке при степени обжатия 30% или более и отжигают в пределах температур от 800 до 1200°С один или более раз с целью усиления равномерной диффузии В и улучшения стойкости к высокотемпературной хрупкости. При этом способе производства холодная прокатка и отжиг повторяются после диффузионной термообработки, в результате чего себестоимость повышается.
Раскрытие изобретения
Как было объяснено выше, способы, раскрытые в японской патентной публикации (В) №6-8486 и японской патентной публикации (А) №1-4458, улучшают обрабатываемость с использованием специальных добавляемых элементов или аппарата для быстрой закалки, результатом чего, следовательно, является более высокая себестоимость. Способы нанесения Al или Al сплава на стальной лист и обработки его методом диффузионной термообработки с целью повышения концентрации Al, раскрытые в японской патентной публикации (В) №4-80746, в японской патентной публикации (А1) №2003-5620906 и японском патенте №3200160, раскрываются главным образом как способы получения носителей катализаторов для очистки выхлопных газов (металлических носителей) и не являются технологиями для улучшения обрабатываемости стального листа с высоким содержанием алюминия после диффузионной термообработки. По этой причине, хотя и имеется возможность нанесения Al или Al сплава на стальной лист с последующей обработкой листа методом диффузионной термообработки с целью получения стального листа с высоким содержанием алюминия, возникает проблема плохой обрабатываемости и, следовательно, ломки при прокатке, сгибании или каких-либо других манипуляций со стальным листом с высоким содержанием алюминия.
Настоящее изобретение решает эти проблемы, предлагая стальной лист с высоким содержанием алюминия, который характеризуется великолепной обрабатываемостью, и способ изготовления его методом поточного производства при низкой себестоимости, металлическую фольгу с высоким содержанием алюминия и способ ее изготовления, и металлическую подложку с использованием металлической фольги с высоким содержанием алюминия.
Изобретатели решили эту проблему, придя к открытию того, что имеется возможность придать великолепную обрабатываемость путем создания в стальном листе с высоким содержанием алюминия, содержащим от 6,5 до 10 мас.% Al, текстуры со специфическим строением. Установлено, что при нанесении Al или Al сплава на матриксный стальной лист, содержащий Al в количестве от 3,5 мас.% до менее чем 6,5 мас.%, с образованием ламината и холодной прокатке этого ламината, придающей ламинату рабочее напряжение, с последующей обработкой ламината методом диффузионной термообработки с целью заставить диффундировать нанесенный на поверхность стального листа Al или Al сплав в стальной лист, появляется возможность регулировать строение текстуры стального листа с высоким содержанием алюминия после диффузионной термообработки в пределах настоящего изобретения и, вследствие этого, значительно улучшать обрабатываемость. Сущность изобретения состоит в следующем.
(1) Стальной лист, содержащий от 6,5 до 10 мас.% алюминия, имеющий текстуру с совокупностью плоскостей кристалла α-Fe {222}, составляющей от 60 до 95%, и/или плоскостей {200}, составляющей от 0,01 до 15%, по отношению к поверхности стального листа.
(2) Лист по п.1, отличающийся тем, что он имеет толщину от 0,015 до 0,4 мм.
(3) Металлическая фольга, содержащая от 6,5 до 10 мас.% алюминия при толщине от 0,005 до 0,1 мм, отличающаяся тем, что она имеет текстуру с совокупностью плоскостей кристалла α-Fe {222}, составляющей от 60 до 95%, и/или плоскостей {200}, составляющей от 0,01 до 15%, по отношению к поверхности фольги.
(4) Сотовая структура, содержащая плоскую и гофрированную металлические фольги, наложенные одна на другую и свернутые, отличающаяся тем, что по крайней мере часть фольги является металлической фольгой по п.3.
(5) Металлическая подложка, отличающаяся тем, что она получена пайкой сотовой структуры по п.4 с наружной металлической оболочкой.
(6) Металлическая подложка, отличающаяся тем, что она получена пайкой сотовой структуры по п.4 с наружной металлической оболочкой и выполняет функцию носителя для слоя катализатора.
(7) Способ производства алюминийсодержащего стального листа, отличающийся тем, что он включает нанесение алюминия или алюминиевого сплава на по крайней мере одну поверхность основного стального листа, содержащего алюминий в количестве от 3,5 до менее чем 6,5 мас.%, с получением слоистого материала, холодную обработку слоистого материала для придания рабочего напряжения, и его диффузионную термообработку с получением стального листа по любому из п.п.1-2.
(8) Способ по п.7, отличающийся тем, что алюминий или алюминиевый сплав наносят погружением основного стального листа в горячий расплав алюминия или алюминиевого сплава.
(9) Способ по п.7, отличающийся тем, что алюминий или алюминиевый сплав наносят закреплением на основном стальном листе фольги из алюминия или алюминиевого сплава.
(10) Способ по п.7, отличающийся тем, что в качестве холодной обработки слоистого материала используют холодную прокатку.
(11) Способ по п.10, отличающийся тем, что степень обжатия α (%) слоистого материала при холодной прокатке выбирают в пределах, удовлетворяющих следующим отношениям ((а)-(с)):
20<α<95 ...(а)
35х-260<α ...(b)
6,5<x ...(с),
где x - концентрация алюминия в стальном листе после диффузионной термообработки, мас.%.
(12) Способ по п.10, отличающийся тем, что толщина t (мм) слоистого материала после холодной прокатки находится в пределах, удовлетворяющих следующим отношениям ((d)-(f)):
0,015<t<0,4 ...(d)
t<-0,128x+1,298 ...(e)
6,5<x ...(f),
где x - концентрация алюминия в стальном листе после диффузионной термообработки, мас.%.
(13) Способ по п.11, отличающийся тем, что толщина t (мм) слоистого материала после холодной прокатки находится в пределах, удовлетворяющих следующим отношениям ((d)-(f)):
0,015<t<0,4 ...(d)
t<-0,128x+1,298 ...(e)
6,5<x ...(f),
где x - концентрация алюминия в стальном листе после диффузионной термообработки, мас.%.
(14) Способ по п.7, отличающийся тем, что диффузионную термообработку проводят при температуре от 800 до 1250°С.
(15) Способ по п.7, отличающийся тем, что диффузионную термообработку проводят в неокислительной атмосфере.
(16) Способ по п.14, отличающийся тем, что диффузионную термообработку проводят в неокислительной атмосфере.
(17) Способ по любому из п.п.7-16, отличающийся тем, что он дополнительно включает предварительный нагрев основного стального листа перед получением слоистого материала.
(18) Способ по п.17, отличающийся тем, что предварительный нагрев проводят при температуре от 700 до 1100°С.
(19) Способ по п.17, отличающийся тем, что предварительный нагрев проводят в вакууме и/или в атмосфере инертного газа, и/или в атмосфере водорода.
(20) Способ по п.18, отличающийся тем, что предварительный нагрев проводят в вакууме и/или в атмосфере инертного газа, и/или в атмосфере водорода.
(21) Способ производства алюминийсодержащей металлической фольги, отличающийся тем, что стальной лист, полученный способом по любому из п.п.7-20, подвергают дополнительной холодной прокатке.
Краткое описание чертежей
Фиг.1 демонстрирует изобретение, определяемое степенью обжатия ламината и концентрацией Al (уравнения на фигуре показывают отрезки линий).
Фиг.2 демонстрирует изобретение, определяемое толщиной ламината после холодной прокатки и концентрацией Al (уравнения на фигуре показывают отрезки линий).
Осуществление изобретения
Далее настоящее изобретение излагается более подробно.
Изобретатели изучали способ улучшения обрабатываемости, делая упор на сгибание, растяжку, прокатку и т.п. стального листа с высоким содержанием алюминия, содержащего от 6,5 до 10 мас.% Al, и обнаружили, что путем регулировании строения текстуры стального листа в определенных пределах можно исключительно успешно предотвращать трещины и разрывы.
Если стальной лист с высоким содержанием алюминия содержит менее 6,5 мас.% Al, то даже в отсутствие строения текстуры согласно изобретению получают превосходную обрабатываемость. При более чем 10 мас.% Al появляются эффекты интерметаллических соединений и т.п. и даже при наличии строения текстуры настоящего изобретения превосходную обрабатываемость получить уже нельзя. Таким образом, концентрация Al берется в пределах от 6,5 до 10 мас.% Al.
Строение текстуры настоящего изобретения удовлетворяет либо условию интеграции плоскости α-Fe кристалла {222} по отношению к поверхности стального листа на предельно высоком уровне от 60 до 95%, либо интеграции плоскости {200} на предельно низком уровне от 0,01 до 15%.
В настоящей работе интеграция плоскости измеряется с помощью рентгеновской дифракции при использовании лучей МоКα. Более подробное объяснение: каждый образец измеряют на интегральную интенсивность 11 ориентационных плоскостей α-Fe кристалла, параллельных поверхности образца ({110}, {200}, {211}, {310}, {222}, {321}, {411}, {420}, {332}, {521}, {442}), после чего каждое измеренное значение делят на теоретическую интегральную интенсивность образца с неупорядоченной ориентацией и находят процентное отношение для {200} или {222}. Это демонстрируется следующим уравнением (I) с использованием в качестве примера отношения интенсивности {200}.
Интеграция плоскости
Figure 00000001
в котором символы имеют следующее значение:
i(hkl): реальная измеренная интегральная интенсивность плоскости {hkl} на измеряемом образце
I(hkl): теоретическая интегральная интенсивность плоскости {hkl} на образце с неупорядоченной ориентацией
Σ: сумма 11 ориентационных плоскостей α-Fe кристалла.
В данном случае интегральная интенсивность образца с неупорядоченной ориентацией может быть найдена путем приготовления и измерения образца.
Если стальной лист с высоким содержанием алюминия имеет интеграцию плоскости {222} менее 60% и интеграция плоскости {200} становится равной 15% или более, во время растяжки, сгибания и прокатки быстро возникают трещины или разрывы. Кроме того, если интеграция плоскости {222} превышает 95%, а интеграция плоскости {200} меньше 0,01%, имеет место насыщение эффекта и производство становится затруднительным. В связи с этим стальному листу с высоким содержанием алюминия настоящего изобретения придается указанное выше строение текстуры.
Стальной лист с высоким содержанием алюминия настоящего изобретения имеет преимущественно толщину от 0,015 до 0,4 мм. Если толщина меньше 0,015 мм, производительность падает, вследствие чего низший предел [толщины] стального листа берется равным 0,015 мм. Если же он больше 0,4 мм, строение текстуры настоящего изобретения становится трудно достижимым и обрабатываемость ухудшается, вследствие чего высший предел толщины выбирается равным 0,4 мм.
Далее, изобретатели неожиданным образом обнаружили, что при холодной прокатке стального листа с высоким содержанием алюминия настоящего изобретения в металлическую фольгу с толщиной от 5 до 100 µм строение текстуры стального листа между прокатками сохраняется и что строение текстуры после холодной прокатки поддерживает состояние, при котором либо интеграция плоскости {222} α-Fe кристалла по отношению к поверхности металлической фольги находится на крайне высоком уровне от 60 до 95%, либо интеграция плоскости {200} находится на крайне низком уровне от 0,01 до 15% и обрабатываемость является превосходной. По этой причине металлическую фольгу с высоким содержанием алюминия настоящего изобретения можно легко сгибать, растягивать или обрабатывать каким-либо другим образом без термообработки или какой-либо другой размягчающей обработки благодаря влиянию строения текстуры вне зависимости от того, проводилась ли или нет холодная прокатка.
Если металлическая фольга с высоким содержанием алюминия после холодной обработки имеет интеграцию плоскости {222} менее 60%, а интеграцию плоскости {200} 15% или выше, при растяжке, сгибании или прокатке быстро возникают трещины или разрывы. Далее, если интеграция плоскости {222} становится выше 95%, а интеграция плоскости {200} становится ниже 0,01%, эффект насыщается и производство становится затруднительным. В связи с этим металлической фольге с высоким содержанием алюминия настоящего изобретения придается следующее строение текстуры. В этом случае интеграцию плоскости измеряют таким же образом, как и в описанном выше способе.
При использовании металлической фольги с высоким содержанием алюминия в качестве материала для описываемой ниже металлической подложки толщину фольги преимущественно выбирают в пределах от 5 до 100 µм. Причиной этого является то, что если толщина фольги меньше 5 µм, стойкость ее к высокотемпературному окислению падает, в то время как, если толщина фольги больше 100 µм, толщина стенки становится больше и, следовательно, больше становится потеря давления выхлопного газа. Для носителя катализатора очистки выхлопного газа это нежелательно. Более предпочтительна толщина фольги от 10 до 60 µм.
Сотовая структура, получаемая гофрированием металлической фольги с высоким содержанием алюминия и последующим сматыванием плоской фольги и гофрированной фольги, увеличивает поверхность контакта с выхлопным газом и улучшает способность к очистке выхлопного газа. Металлическая фольга настоящего изобретения характеризуется прекрасной обрабатываемостью и потому может легко гофрироваться и формоваться с образованием сотовой структуры путем холодной прокатки, и при этом для нее характерна высокая размерная прецизионность обработки, благодаря чему вариации в высоте гофрировки невелики и т.п.
При использовании сотовой структуры в качестве металлической подложки для припаивания поверх сотовой структуры наружной металлической оболочки может, например, использоваться припойный материал на основе никеля. Припаивание производится помещением припойного материала в места контакта гофрированной фольги и плоской фольги и между сотовой структурой и наружной оболочкой с последующим нагревом в вакууме при температуре приблизительно от 1000 до 1200°С. Сотовая структура, в которой использована металлическая фольга с высоким содержанием алюминия настоящего изобретения, характеризуется также великолепной твердой спаиваемостью и прекрасной долговечностью после спаивания. В результате этого металлическая фольга с высоким содержанием алюминия и сотовая структура, полученные согласно настоящему изобретению, характеризуются великолепной обрабатываемостью и вместе с тем обладают прекрасной прочностью. При их использовании в качестве металлической подложки в выхлопном газе в фольге образуется меньше трещин или разрывов. Кроме того, при нанесении на металлическую подложку настоящего изобретения слоя катализатора благодаря тому, что металлическая подложка обладает высокой структурной долговечностью, не происходит заметного отслаивания слоя катализатора и, следовательно, в процессе эксплуатации заметного снижения способности к очистке выхлопного газа не происходит.
Далее способ производства стального листа с высоким содержанием алюминия описывается детальным образом.
Изобретателями установлено, что путем нанесения Al или Al сплава на матриксный стальной лист, содержащий Al в количестве от 3,5 до 6,5 мас.%, с образованием ламината, холодной прокатки этого ламината и последующей обработки его методом диффузионной термообработки можно получать стальной лист с высоким содержанием алюминия, содержащий Al в количестве 6,5 мас.% или выше, причем этот стальной лист с высоким содержанием алюминия обладает строением текстуры настоящего изобретения и великолепной обрабатываемостью. В частности, изобретателями установлено, что выбирая степень обжатия при холодной прокатке ламината и толщину после холодной прокатки в соответствии с желаемой концентрацией Al в стальном листе после диффузионной термообработки, можно добиться великолепной обрабатываемости и стальной лист с высоким содержанием алюминия можно будет легко обрабатывать. Изобретателями кроме того установлено, что эффект реализации великолепной обрабатываемости значительно улучшается предварительным нагревом стального листа перед нанесением Al или Al сплава. Предполагается, что причиной этого является то, что в результате нанесения Al или Al сплава на матриксный стальной лист с концентрацией Al от 3,5 до менее чем 6,5 мас.% с образованием ламината и холодной прокатки этого ламината дислокационная структура ламината и структура поверхности раздела листа матриксной стали и слоя Al или Al сплава отличаются от того, что получается при использовании традиционного способа и, в результате этого, микроструктура стального листа после диффузионной термообработки с целью повышения концентрации Al изменяется и происходит улучшение обрабатываемости. Кроме того, полагают, что благодаря предварительному нагреву структурные изменения, благоприятствующие реализации великолепной обрабатываемости, действуют более эффективно.
Далее излагаются ограничительные условия настоящего изобретения.
В качестве листа матриксной стали, на который наносится Al или Al сплав, используется стальной лист, содержащий Al в количестве от 3,5 до менее чем 6,5 мас.%. Это определяется тем, что при предварительном введении в лист матриксной стали 3,5 мас.% Al или более обрабатываемость стального листа после диффузионной термообработки улучшается. Кроме того, причиной выбора концентрации Al менее 6,5 мас.% является то, что, как это объясняется в разделе «Уровень техники», стальной лист, содержащий 6,5 мас.% Al или более, обладает низкой ударной вязкостью и плохой обрабатываемостью, что затрудняет поточное производство. По этой причине верхний предел для листа матриксной стали выбирается меньше 6,5 мас.%. Более предпочтителен диапазон концентрации Al для листа матриксной стали, составляющий от 4,2 до 6,0 мас.%. Далее, для образующего этот матрикс стального листа в качестве других элементов выбирают легирующие ингредиенты, способные придавать ожидаемые у конечного продукта механические или химические характеристики. Например, если необходима стойкость к высокотемпературному окислению, выбирают нержавеющую сталь на основе феррита, к которой добавляют подходящие количества Cr или какого-либо редкоземельного элемента. Если требуется высокая прочность, используют стальной лист, к которому добавляется элемент, обеспечивающий повышение концентрации раствора или усиливающий преципитацию.
Al или Al сплав наносят на стальной лист методом горячего погружения, электроосаждения, сухим способом, грунтовочным способом и т.д. Эффект настоящего изобретения может быть достигнут вне зависимости от способа нанесения. Кроме того, существует возможность добавлять к наносимому Al или Al сплаву желаемые легирующие элементы и легировать ими одновременно с повышением концентрации Al. Количество наносимого Al или Al сплава определяют в зависимости от толщины листа матриксной стали в момент нанесения, концентрации Al в стальном листе и желаемой концентрации Al после диффузионной термообработки. Например, при нанесении Al сплава, содержащего 90 мас.% Al и 10 мас.% Si, на обе поверхности листа матриксной стали с толщиной 0,4 мм и концентрацией Al после диффузионной термообработки 8,1 мас.% толщина нанесения Al сплава на каждую из сторон составляет приблизительно 20 µм.
Дополнительные признаки настоящего изобретения оптимизируют условия холодной прокатки ламината, получаемого нанесением Al или Al сплава на лист матриксной стали, содержащей Al в количестве от 3,5 до менее чем 6,5 мас.% согласно средней концентрации Al в стальном листе после диффузионной термообработки. Ламинат подвергают холодной прокатке с целью изменения дислокационной структуры ламината и структуры поверхности раздела листа матриксной стали и слоя Al или Al сплава. Благодаря этой холодной прокатке значительно улучшается обрабатываемость стального листа после Al-диффузионной термообработки (с целью диффузии Al). Как указывалось выше, этот эффект является замечательным, когда концентрация Al в листе матриксной стали составляет от 3,5 до менее чем 6,5 мас.%. Изобретателями установлено, что существует оптимальная степень обжатия при холодной прокатке ламината и толщина после холодной прокатки, зависящая от концентрации Al после диффузионной термообработки, что, таким образом, дополняет настоящее изобретение.
Диапазон степени обжатия α (%) ламината, при котором в настоящем изобретении могут быть получены особенно предпочтительные эффекты, может быть проиллюстрирован, как это делается на фиг.2. Здесь x (мас.%) обозначает среднюю концентрацию Al после диффузионной термообработки. Причина для выбора степени обжатия α (%) в пределах 20≤α≤95 состоит в том, что вне зависимости от концентрации Al, если степень обжатия меньше 20%, то, поскольку величина создаваемого рабочего напряжения невелика, большого эффекта улучшения обрабатываемости получить невозможно. При степени обжатия выше 95% не только невозможно обнаружить дополнительного улучшения обрабатываемости, но при этом возникает проблема частичного отслаивания Al. Причина выбора условия 35х-260≤α состоит в том, что чем выше концентрация Al, тем ниже ударная вязкость стального листа после диффузионной термообработки и тем хуже обрабатываемость, в результате чего для реализации эффекта настоящего изобретения в том, что касается великолепной обрабатываемости, чем выше концентрация Al, тем большей должна быть степень обжатия. Кроме того, настоящее изобретение включает способ производства стального листа с высокой концентрацией алюминия (6,5 мас.% или выше), который трудно производить с помощью обычных способов производства и прокатки стали, по причине чего концентрацию алюминия x после диффузионной термообработки в диапазоне степени обжатия ламината выбирают согласно условию x≥6,5 мас.%. Как указывалось выше, выбирая степень обжатия α (%) ламината в указанном выше диапазоне согласно концентрации Al, можно производить стальной лист с высоким содержанием алюминия, обладающий великолепной обрабатываемостью.
Диапазон толщины t (мм) ламината после холодной прокатки, для которого в настоящем изобретении могут быть получены особенно предпочтительные эффекты, могут быть проиллюстрированы как на фиг.2. Здесь x (мас.%) обозначает среднюю концентрацию Al после диффузионной термообработки. Причина для выбора t (мм) ламината после холодной прокатки в пределах 0,015≤t≤0,4 состоит в том, что, если толщина ламината после холодной прокатки меньше 0,015 мм, при проведении холодной прокатки ламината возникает проблема частичного отслаивания нанесенного Al или Al сплава и при этом падает выход, вследствие чего нижним пределом t выбрано значение 0,015 мм. В случае же толщины более 0,4 мм термообработка с диффузией Al требует высокой температуры или продолжительной термообработки, вследствие чего эффект настоящего изобретения по улучшению обрабатываемости после термообработки с диффузией Al становится труднодостижимым, почему верхним пределом t и выбирается значение 0,4 мм. Причина выбора условия t≤0,128х+1,298 состоит в том, что чем ниже концентрация Al, тем ниже ударная вязкость стального листа после диффузионной термообработки и ниже обрабатываемость, вследствие чего для реализации эффекта настоящего изобретения в отношении великолепной обрабатываемости после холодной прокатки необходимо выбирать более высокую концентрацию Al и меньшую толщину ламината. Настоящее изобретение включает способ производства стального листа с высоким содержанием алюминия (6,5 мас.% или выше), который трудно производить с помощью обычных способов производства и прокатки стали, по причине чего концентрацию алюминия х после диффузионной термообработки в диапазоне степени обжатия ламината выбирают согласно условию х≥6,5 мас.%. Как указывалось выше, выбирая степень обжатия α (%) ламината в указанном выше диапазоне согласно концентрации Al, можно производить стальной лист с высоким содержанием алюминия, обладающий великолепной обрабатываемостью.
В данном случае холодная прокатка упоминается как оптимальный способ создания рабочего напряжения, но эффект настоящего изобретения может быть получен даже и при использовании метода растяжки, метода дробеструйного упрочнения или какого-либо другого способа, способного создавать рабочее напряжение.
Температура диффузионной термообработки составляет преимущественно от 800 до 1250°С. Причиной этого является то, что, если выбирается температура ниже 800°С или выше 1250°С, эффект настоящего изобретения в том, что касается великолепной обрабатываемости после диффузионной термообработки становится труднодостижимым. Подходящее время диффузионной термообработки выбирают таким, чтобы заставить нанесенный поверхность Al или Al сплав продиффундировать в стальной лист. Однако равномерность нанесения Al или Al сплава на поверхность стального листа не является необходимой. Эффект настоящего изобретения по улучшению обрабатываемости может быть достигнут вне зависимости от атмосферы, в которой проводится обработка, т.е. в вакууме, в атмосфере аргона, в атмосфере водорода или в какой-либо другой неокислительной атмосфере.
Далее, для достижения еще большего эффекта настоящего изобретения лист матриксной стали перед нанесением Al или Al сплава может быть предварительно нагрет до 700-1100°С. Этот предварительный нагрев имеет целью перестроить дислокационную структуру, возникающую в процессе производства листа матриксной стали, и преимущественно вызывает перекристаллизацию, но особой необходимости вызывать перекристаллизацию в данном случае не имеется. При температуре ниже 700°С изменения в дислокационной структуре, необходимые для достижения в настоящем изобретении лучшей обрабатываемости, становятся затруднительными. При температуре выше 1100°С на поверхности стального листа образуется нежелательное оксидное покрытие. Оно оказывает вредный эффект на последующие нанесение Al или Al сплава и холодную прокатку, вследствие чего предварительный нагрев проводится при температуре ниже 1100°С. Указанные эффекты получают вне зависимости от атмосферы, в которой проводится предварительный нагрев, например в вакууме, в атмосфере инертного газа, в атмосфере водорода, в слегка кислой атмосфере, по при этом создают условия, при которых на поверхности стального листа не образуется оксидной пленки, которая бы оказала вредный эффект на нанесение Al или Al сплава после предварительного нагрева или последующей холодной прокатки. Время предварительного нагрева в особенности не ограничено, но с точки зрения производительности стального листа с высоким содержанием алюминия, подходящее время может составлять от нескольких секунд до нескольких часов.
При реализации указанного выше способа путем предварительного нагрева листа матриксной стали, нанесении Al или Al сплава и холодной прокатки ламината в оптимальных пределах строение текстуры стального листа с высоким содержанием алюминия после диффузионной термообработки снижается в пределах настоящего изобретения, а обрабатываемость замечательным образом улучшается по сравнению с традиционным способом производства. При использовании стального листа с высоким содержанием алюминия согласно настоящему изобретению становится возможным обрабатывать стальной лист с высоким содержанием алюминия, концентрация Al в котором составляет 6,5 мас.% или выше, обладающий стойкостью к высокотемпературному окислению и высоким электросопротивлением, который было затруднительно производить в прошлом при низкой себестоимости. Так, получаемый согласно изобретению стальной лист с высоким содержанием алюминия может быть успешно подвергнут холодной прокатке при высокой степени обжатия, например при 5% или более за проход, и может легко формоваться в металлическую фольгу с толщиной от 5 то 100 µм.
Как указывалось выше, стальной лист с высоким содержанием алюминия или металлическая фольга с высоким содержанием алюминия, изготовленные согласно настоящему изобретению, обладают великолепной обрабатываемостью и являются пригодными для различных применений, таких как материалы для автомобилей, электрообогреваемые материалы, материалы для химических установок или трубные материалы. Наряду с этим, в случае применения металлической фольги с помощью способа настоящего изобретения для металлической подложки применение такой фольги обеспечивает металлическую подложку, которая не только обладает великолепной стойкостью к высокотемпературному окислению, но обладает также высокими структурной долговечностью и характеристиками отслаивания слоя катализатора.
Стальной лист с высоким содержанием алюминия после диффузионной термообработки, полученный согласно настоящему изобретению, не ограничен в химическом составе помимо концентрации Al, но типичный состав выглядит так (мас.%): Al 6,5-10%, С 2% или меньше, S 0,1% или меньше, Р 0,1% или меньше, Si 1% или меньше, Mn 2% или меньше и в балансе железо и неизбежные примеси, и кроме того, в зависимости от характеристик, которые желательны для конечного продукта, легирующий элемент, выбираемый из: Cr 30% или меньше, Ni 15% или меньше, Мо 2% или меньше, W 2% или меньше, V 2% или меньше, Ti 5% или меньше, Nb 2% или меньше, В 0,1% или меньше, Cu 1% или меньше, Со 10% или меньше, Zr 1% или меньше, Y 1% или меньше, Hf 1% или меньше, La 1% или меньше, Се 1% или меньше, N 0,1% или меньше и т.д.
ПРИМЕРЫ
Приведенные ниже примеры используются с целью объяснения настоящего изобретения с дополнительными деталями.
Пример 1
В примере 1 изучена зависимость обрабатываемости стального листа с высоким содержанием алюминия после диффузионной термообработки от концентрации Al в листе матриксной стали. При определении строения текстуры использовали метод дифракции рентгеновских лучей, определяя интеграцию плоскости {222}, параллельную поверхности стального листа, и интеграцию плоскости {200}. Метод измерения состоял в следующем, а результаты приведены в таблице 1.
Был использован метод вакуумного плавления для плавления слитков ингредиентов, содержащих, мас.%, Al в концентрациях: 0, 1, 3, 3,5, 4,3, 5, 5,5, 6, 6,4 и 7,0%; С 0,007%, Si 0,1%, Mn 0,2%, Cr 20%, Zr 0,04%, La 0,1% и в балансе железо и неизбежные примеси. Каждый слиток затем подвергали горячей прокатке до толщины 3,2 мм и после этого холодной прокатке до толщины 0,4 мм. Материалы с 0-6% Al можно было изготовлять без проблем, но материал с 6,4% Al при горячей прокатке частично растрескивался. Материал с 7,0% Al обладал низкой ударной вязкостью и, соответственно, не мог быть изготовлен. При этом подвергнутый горячей прокатке лист материала с 7,0% Al характеризовался интеграцией плоскости {222} ниже 60% и интеграцией плоскости {200} выше 15% (оба значения в пределах настоящего изобретения).
Лист матриксной стали с высоким содержанием алюминия с каждой из концентраций Al электрохимически покрывали Al сплавом методом горячего погружения Al. Гальваническая ванна имела состав 90% Al - 10% Si. Al сплав наносили на обе поверхности стального листа. В этом случае толщину нанесенного Al сплава регулировали, как показано в таблице 1, вследствие чего концентрация Al после диффузионной термообработки становилась равномерной. Ламинат с нанесенным Al сплавом подвергали холодной прокатке до толщины 0,1 мм. Степень обжатия ламината образца для каждой концентрации Al показана в таблице 1. Далее проводили Al-диффузионную термообработку при 1000°С в течение 2 час в атмосфере водорода при пониженном давлении, заставляя тем самым нанесенный на поверхность Al диффундировать в стальной лист. Средняя концентрация Al после Al-диффузионной термообработки составляла для всех образцов приблизительно 7,5% мас. Обрабатываемость определяли с помощью теста на растяжение при обычной температуре, измеряя величину удлинения растяжения при разрыве. Для теста на растяжение использовали куски материала и проводили тесты в соответствии с JIS Z 2201 и JIS Z 2241 (в последующих примерах тесты на растяжение также проводили в соответствии со стандартами JIS).
Как ясно следует из результатов таблицы 1, в примерах 1-5, где концентрация Al в листах матриксной стали составляла от 3,5 до менее чем 6,5 мас.%, удлинение растяжения при разрыве оказалось улучшенным. В примерах изобретения 2-4 с концентрациями Al от 4,2 до 6,0% были получены особенно прекрасные значения удлинения при разрыве. В каждом случае интеграция плоскости {222} составляла 60% или выше и интеграция плоскости {200} 15% или ниже, т.е. в пределах для стального листа с высоким содержанием алюминия настоящего изобретения. С другой стороны, в сравнительных примерах 1-3 интеграция плоскости {222} была ниже 60%, а интеграция плоскости {200} была выше 15%, т.е. вне пределов настоящего изобретения.
Таблица 1
Класс Выход матрикса Концентрация Al в листе матриксной стали (мас.%) Толщина нанесения Al сплава на одной стороне (µм) Степень обжатия α ламината (%) Измеренное удлинение при разрыве (%) Интеграция плоскости (%)
{222} {200}
Ср. пример 1 Хороший 0 53 80 2 45 23
Ср. пример 2 Хороший 1 45 79 2 51 21
Ср. пример 3 Хороший 3 30 78 3 53 18
Пример из-я 1 Хороший 3,5 26 78 10 62 8
Пример из-я 2 Хороший 4,3 21 77 13 70 2
Пример из-я 3 Хороший 5 16 77 14 76 0,8
Пример из-я 4 Хороший 6 13 76 13 74 0,2
Пример из-я 5 Хороший 6,4 9 76 13 75 0,13
Пример из-я 6 Средний 7 7 76 10 73 0,8
Ср. пример 7 Плохой - - - Невозможно 37 26
Пример 2
В примере 2 изучалось влияние степени обжатия ламината с учетом средней концентрации Al после диффузионной термообработки на обрабатываемость стального листа после диффузионной термообработки. Для плавления слитков ингредиентов, содержащих, мас.%: С 0,05%, Si 0,3%, Mn 0,2%, Al 4,5%, Cr 17% и в балансе железо и неизбежные примеси, был использован метод вакуумного плавления. Каждый слиток затем подвергали горячей прокатке до толщины 3 мм и после этого холодной прокатке до заданной толщины. Al наносили методом горячего погружения Al. Гальваническая ванна имела состав 95% Al - 5% Si. A1 сплав наносили на обе поверхности стального листа. После этого ламинат подвергали холодной прокатке до толщины, указанной в таблице 2. Толщину листа матриксной стали перед нанесением Al сплава и толщину нанесенного Al сплава корректировали с целью получения заданной средней концентрации Al после диффузионной термообработки и заданной степени обжатия ламината. В таблице 2 приводятся толщина листа матриксной стали перед нанесением Al сплава и толщина нанесенного Al сплава на каждую сторону. Для каждой концентрации Al были приготовлены образцы с одной и той же толщиной ламината после холодной прокатки и разными степенями обжатия. После этого образцы обрабатывали в условиях, указанных в таблице 2, с помощью Al-диффузионной термообработки в атмосфере Ar с целью заставить нанесенный на поверхности сплав Al продиффундировать в стальные листы. Результаты анализа средних концентраций Al после Al-диффузионной термообработки приведены в таблице 2. Обрабатываемость оценивали с помощью теста при обычной температуре, измеряя удлинение растяжения при разрыве.
Интеграцию плоскости {222} параллельно поверхности стального листа и интеграцию плоскости {200} определяли с помощью рентгеновской дифракции. Результаты приведены в таблице 2. Метод измерения был тот же, как и описанный выше.
Образец со степенью обжатия 0% был получен с помощью Al-диффузионной термообработки без прокатки ламината, т.е. традиционным способом производства. В этом случае удлинение при разрыве составило от 0,5 до 2%. Интеграция плоскости {222} была ниже 60%, а интеграция плоскости {200} выше 15% (оба значения в пределах настоящего изобретения).
Далее, при каждой концентрации Al прокатка ламината улучшала удлинение при разрыве в сравнении с традиционном способом, в котором осуществляется только Al-диффузионная термообработка.
Когда средняя концентрация Al после диффузионной термообработки была 6,5 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне степени обжатия ламината 20% или более. Когда концентрация Al была 7 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне степени обжатия ламината 22% или более. Когда концентрация Al была 7,5 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне степени обжатия ламината 22% или более. Когда концентрация Al была 8,3 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне степени обжатия ламината 35% или более. Когда концентрация Al была 9,5 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне степени обжатия ламината 75% или более. При этом для каждой концентрации Al при степени обжатия ламината 96% возникала проблема частичного отслаивания нанесенного Al.
Из полученных выше результатов следует, что холодная прокатка ламината, на который был нанесен Al или Al сплав с целью придания рабочего напряжения согласно настоящему изобретению, удлинение при разрыве после Al-диффузионной термообработки улучшается. Кроме того, с целью выявления диапазона степени обжатия, в котором более ярко реализуется эффект настоящего изобретения, в таблице 2 показаны более высокие значения из нижних пределов степени обжатия α (%), т.е. α=35х-260 и α=20, в зависимости от концентрации Al (мас.%). Случаи, в которых степень обжатия находится в этом диапазоне и составляет 95% или меньше, помечены с помощью звездочки. Из этих результатов видно, что когда степень обжатия α больше, чем большее из значений α=35х-260 и α=20, удлинение при разрыве равно 6% или больше, получают стальной лист с высоким содержанием алюминия, обладающий великолепной обрабатываемостью.
Удалось подтвердить, что стальной лист с высоким содержанием алюминия, изготовленный описанным выше способом настоящего изобретения, был в рамках настоящего изобретения, т.е. лист имел интеграцию плоскости {222} параллельно поверхности стального листа, равную 60% или больше, и/или интеграцию плоскости {200}, равную 15% или меньше.
Figure 00000002
Пример 3
В примере 3 изучалась зависимость обрабатываемости стального листа после диффузионной термообработки при выдерживании постоянной степени обжатия ламината и разной толщины ламината после холодной прокатки от средней концентрации Al.
Для плавления слитков ингредиентов, содержащих, мас.%: С 0,01%, Si 0,1%, Mn 0,2%, Cr 20%, Ti 0,1%, Al 5%, La 0,03% и в балансе железо и неизбежные примеси, был использован метод вакуумного плавления. Каждый слиток затем подвергали горячей прокатке до толщины 3,2 мм и после этого холодной прокатке до заданной толщины. Al наносили методом горячего погружения Al. Гальваническая ванна имела состав 90% Al - 10% Si. Al сплав наносили на обе поверхности стального листа. После этого ламинат подвергали холодной прокатке до толщины, указанной в таблице 3. В этом случае толщину листа матриксной стали перед нанесением Al сплава и количество нанесенного Al сплава корректировали, как в примере 2, с целью получения заданной средней концентрации Al после диффузионной термообработки и заданной степени обжатия ламината. В таблице 3 приводятся толщина листа матриксной стали перед нанесением Al сплава и толщина нанесенного Al сплава на каждую сторону. После этого образцы обрабатывали в условиях, указанных в таблице 3, с помощью Al-диффузионной термообработки в атмосфере Ar с целью заставить нанесенный на поверхности сплав Al продиффундировать в стальные листы. Результаты анализа средних концентраций Al после Al-диффузионной термообработки представлены в таблице 3. Обрабатываемость оценивали с помощью теста при обычной температуре, измеряя удлинение растяжения при разрыве.
Интеграцию плоскости {222} параллельно поверхности стального листа и интеграцию плоскости {200} определяли методом рентгеновской дифракции. Результаты представлены в таблице 3. Метод измерения был таким же, как описанный выше.
Когда концентрация Al была 6,5 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне толщины ламината 0,4 мм или меньше. Когда концентрация Al была 7 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне толщины ламината 0,4 мм или меньше. Когда концентрация Al была 7,5 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне толщины ламината 0,3 мм или меньше. Когда концентрация Al была 8,5 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне толщины ламината 0,2 мм или меньше. Когда концентрация Al была 9,5 мас.%, удлинение при разрыве в значительной степени улучшалось в диапазоне толщины ламината 0,05 мм или меньше. Однако, при всех концентрациях Al, когда толщина ламината после холодной прокатки была 0,01 мм, возникала проблема частичного отслаивания нанесенного Al.
С целью выявления диапазона толщины ламината после холодной прокатки, в котором более ярко реализуется эффект настоящего изобретения, в таблице 3 приведены меньшие значения верхних пределов толщины ламината t (мм), т.е. t=-0,1283х+1,2983 и t=0,4, в зависимости от концентраций Al (мас.%). Случаи, в которых толщина ламината после холодной прокатки находится в этом диапазоне и составляет 0,015 мм или больше, помечены с помощью звездочки. Из этих результатов видно, что когда толщина ламината t (мм) после холодной прокатки меньше меньшего из значений t=-0,1283х+1,2983 и t=0,4, удлинение при разрыве становится равным 9% или выше, и получают стальной лист с высоким содержанием алюминия, обладающий великолепной обрабатываемостью. Однако, когда толщина ламината t (мм) была равна 0,01 мм, возникала проблема частичного отслаивания нанесенного Al при холодной прокатке ламината и падал выход.
Удалось подтвердить, что стальной лист с высоким содержанием алюминия, изготовленный описанным выше способом настоящего изобретения, находится в рамках настоящего изобретения, имея интеграцию плоскости {222} параллельно поверхности стального листа, равную 60% или выше, и/или интеграцию плоскости {200}, равную 15% или ниже.
Таблица 3
Класс Толщина листа матриксной стали (мм) Толщина нанесения Al сплава на одной стороне (µм) Толщина ламината t после холодной прокатки (мм) Степень обжатия α ламината (%) Средняя концентрация Al × (мас.%) Температура Al-диффузионной термообработки (°С) Время Al-диффузионной термообработки (час) Оцененное удлинение при разрыве (%) Меньшее из значений 0,1283х-1,2983 и 0,4 Интеграция плоскости (%)
{222} {200}
Пример из-я 35 0,72 16 0,45 40 6,5 1250 3 9,5 0,4 58 2,3
Пример из-я 36 0,64 14 *0,4 6,5 1200 13 72 0,2
Пример из-я 37 0,48 11 *0,3 6,5 1150 15 73 0,13
Пример из-я 38 0,32 7 *0,2 6,5 1100 15 76 0,09
Пример из-я 39 0,16 4 *0,1 6,5 1000 14 76 0,07
Пример из-я 40 0,08 2 *0,05 6,5 950 14 77 0,08
Пример из-я 41 0,02 0,4 0,01 6,5 900 *13 79 0,06
                 
Пример из-я 42 0,85 26 0,45 50 7 1200 3 8 0,4 65 4,8
Пример из-я 43 0,75 23 *0,4 7 1150 11 73 0,3
Пример из-я 44 0,38 11 *0,2 7 1100 12 76 0,2
Пример из-я 45 0,19 6 *0,1 7 1100 13 78 0,11
Пример из-я 46 0,09 3 *0,05 7 900 12 80 0,1
Пример из-я 47 0,02 1 0,01 7 900 *12 81 0,09
                 
Пример из-я 48 1,49 57 0,4 75 7,5 1200 3 7 0,336 67 5,3
Пример из-я 49 1,12 42 *0,3 7,5 1150 10 75 0,3
Пример из-я 50 0,74 28 *0,2 7,5 1100 11 77 0,22
Пример из-я 51 0,37 14 *0,1 7,5 1000 12 79 0,17
Пример из-я 52 0,19 7 *0,05 7,5 900 13 81 0,1
Пример из-я 53 0,04 1 0,01 7,5 900 *12 82 0,09
                 
Пример из-я 54 1,13 61 0,25 80 8,5 1150 2 6,5 0,208 70 4,3
Пример из-я 55 0,90 48 *0,2 8,5 1100 9 78 0,8
Пример из-я 56 0,45 24 *0,1 8,5 1100 10 80 0,6
Пример из-я 57 0,23 12 *0,05 8,5 950 11 81 0,5
Пример из-я 58 0,05 2 0,01 8,5 950 *10 82 0,3
                 
Пример из-я 59 0,44 30 0,1 80 9,5 1000 2 6 0,079 71 3,3
Пример из-я 60 0,22 15 *0,05 9,5 950 9 79 0,2
Пример из-я 61 0,04 3 0,01 9,5 950 *9 83 0,15
1) * помечает примеры изобретения входящих в диапазон степени обжатия ламинатов, где эффекты настоящего изобретения выражены более отчетливо. 2) * помечает примеры изобретения 41, 47, 53, 58, 61, в которых имеются проблемы с частичным отслоением Al при прокатке ламината.
Пример 4
В примере 4 изучалось влияние предварительного нагрева. Для плавления слитков ингредиентов, содержащих, мас.%: С 0,01%, Cu 0,4%, Al 5,2%, Cr 19%, Nb 0,4% и в балансе железо и неизбежные примеси, был использован метод вакуумного плавления. Каждый слиток затем подвергали горячей прокатке до толщины 3 мм и после этого холодной прокатке до толщины 0,38 мм. Вслед за этим слиток предварительно нагревали в течение 30 мин при температуре, указанной в таблице 4. Однако в примере 62 согласно изобретению предварительный нагрев не проводился. Далее, на обеих сторонах стального листа закрепляли Al фольгу, получая ламинат. Этот ламинат после этого подвергали холодной прокатке до 0,1 мм. Степень обжатия ламината в этом случае составляла 75%. Затем ламинат обрабатывали в течение 2 час методом Al-диффузионной термообработки при 1000°С, заставляя закрепленную на поверхностях Al фольгу диффундировать в стальной лист. Результатом анализа средней концентрации Al после Al-диффузионной термообработки в каждом случае было 7 мас.%. Обрабатываемость оценивали с помощью теста при обычной температуре, измеряя удлинение растяжения при разрыве. Далее, интеграцию плоскости {222} параллельно поверхности стального листа и интеграцию плоскости {200} определяли методом рентгеновской дифракции. Результаты представлены в таблице 4. Метод измерения был тот же, как описанный выше.
Не подвергнутый предварительному нагреву образец и образец, предварительно нагреваемый при 650°С, обнаружили удлинение при разрыве, приблизительно равное 12%, в то время как у образцов, предварительно нагреваемых при 700-1100°С, удлинение при разрыве оказалось значительно улучшенным: от 16 до 23%. С другой стороны, в примере 68 согласно изобретению, где предварительный нагрев проводили при 1200°С, имелись проблемы частичного отслаивания Al при холодной прокатке ламината, плакированного Al фольгой. Указанные выше результаты подтвердили, что при применении предварительного нагрева согласно примерам изобретения при температуре от 700 до 1100°С, стальной лист с высоким содержанием алюминия после Al-диффузионной термообработки может быть дополнительно улучшен в отношении обрабатываемости. Далее, удалось подтвердить, что каждый из стальных листов с высоким содержанием алюминия находится в диапазоне стального листа с высоким содержанием алюминия настоящего изобретения, в котором интеграция плоскости {222} параллельно поверхности стального листа составляет 60% или выше, а интеграция плоскости {200} 15% или ниже.
Таблица 4
Класс Температура предварительного нагрева (°С) Оцененное удлинение при разрыве (%) Интеграция плоскости (%)
{222} {200}
Пример изобретения 62 - 12 72 0,8
Пример изобретения 63 650 13 73 0,7
Пример изобретения 64 700 16 79 0,15
Пример изобретения 65 800 23 83 0,08
Пример изобретения 66 900 22 85 0,06
Пример изобретения 67 1100 20 80 0,15
Пример изобретения 68 1200 *19 80 0,18
* указывает на то, что пример изобретения 68 имел проблемы с частичным отслаиванием Al.
Пример 5
В примере 5 оценивалась обрабатываемость при разных условиях.
Способ изготовления образцов был такой же, как в примере 3, но несколько образцов были получены с использованием предварительного нагрева стального листа перед нанесением Al сплава при температуре предварительного нагрева, приведенной в таблице 5, в течение 1 мин в атмосфере водорода. В таблице 5 показаны условия изготовления, т.е. толщина листа матриксной стали перед нанесением Al сплава, температура предварительного нагрева, толщина нанесенного Al сплава на каждой из сторон, толщина ламината после холодной прокатки, степень обжатия ламината, условия Al-диффузионной термообработки и полученное из анализа значение средней концентрации Al в стальном листе после Al-диффузионной термообработки. Обрабатываемость оценивали так же, как и выше, с помощью удлинения растяжения при разрыве. Далее, интеграцию плоскости {222} параллельно поверхности стального листа и интеграцию плоскости {200} определяли методом рентгеновской дифракции. Результаты представлены в таблице 5. Метод измерения был таким же, как описанный выше.
Когда концентрация Al после Al-диффузионной термообработки была 6,5 мас.%, в сравнительном примере 10 со степенью обжатия ламината 0% удлинение при разрыве было равным 2%, в то время как в примере изобретения 69, где производился предварительный нагрев при 800°С, степень обжатия после нанесения Al была равной 50%, а толщина ламината была равной 0,2 мм, удлинение при разрыве составило 22%.
Когда концентрация Al после Al-диффузионной термообработки была 7,5 мас.%, в сравнительном примере 11 со степенью обжатия ламината 0% удлинение при разрыве было равным 1,5%, в то время как в примерах изобретения 70-72, где производился предварительный нагрев при 800°С, степени обжатия после нанесения Al составили 50, 75 и 88%, а значения толщины ламината были равными 0,2, 0,1 и 0,05 мм, т.е. имели место повышение степени обжатия и уменьшение толщины, удлинения при разрыве были улучшены до 14, 16 и 18%.
Когда концентрация Al после Al-диффузионной термообработки была 8,3 мас.%, в сравнительном примере 12 со степенью обжатия ламината 0% удлинение при разрыве было равным 1%, в то время как в примерах изобретения 73-76, где производился предварительный нагрев при 850°С, степени обжатия после нанесения Al составили 50, 75, 83 и 88%, а значения толщины ламината была равными 0,2, 0,1, 0,07 и 0,05 мм, т.е. имели место повышение степени обжатия и уменьшение толщины, удлинения при разрыве были улучшены до 13, 14, 15 и 16%.
Когда концентрация Al после Al-диффузионной термообработки была 9 мас.%, в сравнительном примере 13 со степенью обжатия ламината 0% удлинение при разрыве было равным 0,5%, в то время как в примерах изобретения 77-79, где производился предварительный нагрев при 700°С, степени обжатия после нанесения Al составляли 75, 83 и 88%, а значения толщины ламината была равными 0,1, 0,07 и 0,05 мм, т.е. имели место повышение степени обжатия и уменьшение толщины, удлинения при разрыве были улучшены до 12, 13 и 14%.
Когда концентрация Al после Al-диффузионной термообработки была 9,5 мас.%, в сравнительном примере 14 со степенью обжатия ламината 0% удлинение при разрыве было равным 0,5%, в то время как в примере изобретения 80, где производился предварительный нагрев при 800°С, степень обжатия после нанесения Al составляла 90%, а толщина ламината была равной 0,2 мм, удлинение при разрыве было улучшено до 11%.
В случае образцов со степенью обжатия 0% удлинения при разрыве были небольшими: от 0,5 до 2%. В этом случае интеграция плоскости {222} была меньше 60%, а интеграция плоскости {200} больше 15% (и то и другое вне рамок настоящего изобретения). С другой стороны, удалось подтвердить, что стальные листы с высоким содержанием алюминия, изготовленные способом настоящего изобретения, были в рамках настоящего изобретения, т.е. листы имели интеграцию плоскости {222} параллельно поверхности стального листа, равную 60% или выше, и/или интеграцию плоскости {200}, равную 15% или ниже.
На основании полученных выше результатов удалось подтвердить, что предварительный нагрев листа матриксной стали перед нанесением Al сплава и подборка степени обжатия ламината и толщины после холодной прокатки в соответствии со значением средней концентрации Al (х, мас.%) после диффузионной термообработки, находящимся в пределах, показанных на фиг.1 и фиг.2, стальной лист с высоким содержанием алюминия после Al-диффузионной термообработки был замечательным образом улучшен в отношении удлинения при разрыве и проявлял даже лучшую обрабатываемость с удлинением при разрыве 11% или больше.
Figure 00000003
Пример 6
В примере 6 оценивалась обрабатываемость стального листа после диффузионной термообработки с точки зрения возможности проведения холодной прокатки и после этого оценивалась стойкость к окислению. Кроме того, интеграция плоскости {222} полученной после холодной прокатки металлической фольги с высоким содержанием алюминия и интеграция плоскости {200} были измерены и сопоставлены с проведенной после этого оценкой сгибаемости металлической фольги.
Приготовленные в примере 5 образцы сравнительных примеров 10, 11, 12 и 13 и примеров изобретения 69, 71, 74 и 78 были использованы для изучения возможности осуществления холодной прокатки до 0,02 мм для стального листа с высоким содержанием алюминия после диффузионной термообработки. Как следует из таблицы 6, стальные листы сравнительных примеров 10, 11, 12 и 13 несколько раз разрывались приблизительно в начальном периоде прокатки до 0,02 мм и обрабатываемость путем прокатки становилась явно плохой. Все стальные листы примеров изобретения 69, 71, 74 и 78 великолепно обрабатывались и, таким образом, могли быть прокатаны до 0,002 мм без разрушения.
Интеграция плоскости {222} и интеграция плоскости {200} полученной с помощью холодной прокатки металлической фольги с высоким содержанием алюминия были в пределах настоящего изобретения в любом из сравнительных примеров 10, 11, 12 и 13. Значения интеграции плоскости {222} или интеграции плоскости {200} металлической фольги с высоким содержанием алюминия примеров изобретения 69, 71, 74 и 78 были в пределах настоящего изобретения. При сгибании в процессе гофрирования было обнаружено, что металлическая фольга в сравнительных примерах 10, 11, 12 и 13 имела множественные трещины в местах сгиба и оказалась неудовлетворительной в отношении обрабатываемости. Было обнаружено, что на металлической фольге в примерах изобретения 69, 71, 74 и 78 не имеется видимых трещин и обрабатываемость является превосходной.
Полученная металлическая фольга толщиной 0,02 мм была разрезана на куски, которые были выдержаны в атмосфере при 1100°С и изучены на стойкость к окислению фольги, выраженной временем, прошедшим до начала аномального окисления, при котором происходит быстрый рост увеличения массы на единицу объема. При сравнении с традиционной фольгой (толщина 10 µм), содержащей Al в концентрации 5 мас.%, которая может быть получена с использованием обычных сталеплавильных и прокаточных процессов, время до начала аномального окисления увеличилось в два раза в примере изобретения 69 с 6,5% Al, в 2,9 раза в примере изобретения 71 с 7,5% Al, в 3,7 раза в примере изобретения 74 с 8,3% Al и в 4,4 раза в примере изобретения 78 с 9% Al.
Как указывалось выше, стальной лист с высоким содержанием алюминия, полученный с целью контроля рамок настоящего изобретения, может быть легко переработан в тонкую металлическую фольгу с помощью холодной прокатки. При этом было выяснено, что получаемая холодной прокаткой металлическая фольга с высоким содержанием алюминия имеет кроме того строение текстуры в рамках настоящего изобретения и обладает великолепной обрабатываемостью, благодаря чему она может легко сгибаться, как, например, при гофрировании. Кроме того, эта металлическая фольга с высоким содержанием алюминия обладает великолепной стойкостью к высокотемпературному окислению, благодаря чему ее можно использовать в качестве металлических подложек и т.п.
Таблица 6
Класс Средняя концентрация Al × (мас.%) Толщина перед холодной прокаткой (мм) Пригодность для холодной прокатки Толщина после холодной прокатки (мм) Интеграция плоскости фольги с высоким содержанием алюминия (%) Способность металлической фольги сгибаться
{222} {200}  
Ср. пример 10 6,5 0,20 Плохая 0,02 40 27 Плохая
Пример из-ия 69 6,5 0,20 Хорошая 0,02 82 1,3 Хорошая
Ср. пример 11 7,5 0,20 Плохая 0,02 37 29 Плохая
Пример из-ия 719 7,5 0,10 Хорошая 0,02 85 1,2 Хорошая
Ср. пример 12 8,3 0,20 Плохая 0,02 44 23 Плохая
Пример из-ия 74 8,3 0,10 Хорошая 0,02 83 1,8 Хорошая
Ср. пример 13 9,0 0,10 Плохая 0,02 51 19 Плохая
Пример из-ия 78 9,0 0,07 Хорошая 0,02 87 1,8 Хорошая
Пример 7
В примере 7 производилась сборка подложек и исследовалась структурная устойчивость и адгезия катализаторных слоев. В качестве фольговых материалов была изготовлена фольга А толщиной 30 µм с использованием прокатки образца примера изобретения 74 до 0,03 мм. Наряду с этим, в качестве сравнительного примера была получена многослойная металлическая фольга В с помощью нанесения сплава 90% Si - 10% Al на обе поверхности листа матриксной стали с концентрацией Al 1,5 мас.% и с другими добавочными элементами и т.п., такими как элементы в примере изобретения 74, и толщиной 0,36 мм, для чего применялся метод горячего погружения до толщины 42 µм на каждой из сторон с последующей прокаткой до 0,03 мм без диффузионной термообработки. Фольга А и фольга В были гофрированы и покрыты припойным порошком на основе никеля, после чего гофрированная фольга и плоская фольга были уложены одна на другую и скручены с образованием сотовых структур диаметром 80 мм. Эти сотовые структуры помещали на наружные оболочки, состоящие из нержавеющей стали на основе феррита, и подвергают их термообработке в течение 20 мин в вакууме при 1180°С. Фольга А подвергалась спайке, а фольга В подвергалась спайке и одновременно термообработке с диффузией Al. Концентрация Al как в фольге А, так и в фольге В составила 8,3 мас.%. После этого были образованы катализаторные слои из порошка γ-Al2О3, пропитанного платиновым катализатором, и затем образцы подвергались тесту на охлаждение-нагрев при попеременном 30-минутном воздействии температур 1200 и 25°С каждый в течение 100 час. В металлической подложке из фольги А не было обнаружено аномальностей, в то время как в металлической подложке из фольги В отсутствовали части фольги, имелись разрушенные сотовые ячейки и имело место отщепление частей окружающего катализаторного слоя. На основании сказанного сделан вывод о том, что металлическая подложка, состоящая из металлической фольги, полученной с помощью настоящего изобретения, обладает великолепной ударной вязкостью и, следовательно, великолепными структурной долговечностью и характеристиками отслаивания слоя катализатора.
Из изложенного выше ясно, что и в примерах настоящее изобретение также предлагает стальной лист с высоким содержанием алюминия, обладающий великолепной обрабатываемостью. Этот стальной лист с высоким содержанием алюминия может легко перерабатываться в различные формы и обладает высокой ударной вязкостью, благодаря чему он может использоваться в качестве металлической подложки, служащей в качестве базового материала, например, для носителя катализатора для очистки выхлопного газа автомобиля.
Промышленная применимость
При производстве стального листа с высоким содержанием алюминия настоящего изобретения получают стальной лист, который после диффузионной термообработки замечательным образом улучшается в отношении обрабатываемости и обработка стального листа с высоким содержанием алюминия с концентрацией Al 6,5 мас.%, которая в прошлом была затруднительной, может производиться при низкой себестоимости. Стальной лист с высоким содержанием алюминия, произведенный согласно настоящему изобретению, обладает великолепной обрабатываемостью, благодаря чему он может легко перерабатываться в различные формы и затем подвергаться холодной прокатке с образованием тонкой фольги. Это позволяет производить различные термостойкие материалы и т.п., такие, например, как базовые материалы для носителей катализаторов для автомобилей и т.п., где, например, требуется стойкость к высокотемпературному окислению.

Claims (23)

1. Стальной лист, содержащий от 6,5 до 10 мас.% алюминия, отличающийся тем, что он имеет текстуру с совокупностью плоскостей кристалла α-Fe {222}, составляющей от 60 до 95%, и/или плоскостей {200}, составляющей от 0,01 до 15%, по отношению к поверхности стального листа.
2. Лист по п.1, отличающийся тем, что он имеет толщину от 0,015 до 0,4 мм.
3. Металлическая фольга, содержащая от 6,5 до 10 мас.% алюминия при толщине от 0,005 до 0,1 мм, отличающаяся тем, что она имеет текстуру с совокупностью плоскостей кристалла α-Fe {222}, составляющей от 60 до 95%, и/или плоскостей {200}, составляющей от 0,01 до 15%, по отношению к поверхности фольги.
4. Сотовая структура, содержащая плоскую и гофрированную металлические фольги, наложенные одна на другую и свернутые, отличающаяся тем, что по крайней мере часть фольги является металлической фольгой по п.3.
5. Металлическая подложка, отличающаяся тем, что она получена пайкой сотовой структуры по п.4 с наружной металлической оболочкой.
6. Металлическая подложка, отличающаяся тем, что она получена пайкой сотовой структуры по п.4 с наружной металлической оболочкой и выполняет функцию носителя для слоя катализатора.
7. Способ производства алюминийсодержащего стального листа, отличающийся тем, что он включает нанесение алюминия или алюминиевого сплава на по крайней мере одну поверхность основного стального листа, содержащего алюминий в количестве от 3,5 до менее чем 6,5 мас.%, с получением слоистого материала, холодную обработку слоистого материала для придания рабочего напряжения и его диффузионную термообработку с получением стального листа по любому из пп.1-2.
8. Способ по п.7, отличающийся тем, что алюминий или алюминиевый сплав наносят погружением основного стального листа в горячий расплав алюминия или алюминиевого сплава.
9. Способ по п.7, отличающийся тем, что алюминий или алюминиевый сплав наносят закреплением на основном стальном листе фольги из алюминия или алюминиевого сплава.
10. Способ по п.7, отличающийся тем, что в качестве холодной обработки слоистого материала используют холодную прокатку.
11. Способ по п.10, отличающийся тем, что степень обжатия α (%) слоистого материала при холодной прокатке выбирают в пределах, удовлетворяющих следующим отношениям ((а)-(с)):
20≤α≤95 (а) 35х-260≤α (b) 6,5≤x (с),

где x - концентрация алюминия в стальном листе после диффузионной термообработки, мас.%.
12. Способ по п.10, отличающийся тем, что толщина t (мм) слоистого материала после холодной прокатки находится в пределах, удовлетворяющих следующим отношениям ((d)-(f)):
0,015≤t≤0,4 (d) t≤-0,128x+1,298 (e) 6,5≤x (f),

где x - концентрация алюминия в стальном листе после диффузионной термообработки, мас.%.
13. Способ по п.11, отличающийся тем, что толщина t (мм) слоистого материала после холодной прокатки находится в пределах, удовлетворяющих следующим отношениям ((d)-(f)):
0,015≤t≤0,4 (d) t≤-0,128x+1,298 (e) 6,5≤x (f),

где x - концентрация алюминия в стальном листе после диффузионной термообработки, мас.%.
14. Способ по п.7, отличающийся тем, что диффузионную термообработку проводят при температуре от 800 до 1250°С.
15. Способ по п.7, отличающийся тем, что диффузионную термообработку проводят в неокислительной атмосфере.
16. Способ по п.14, отличающийся тем, что диффузионную термообработку проводят в неокислительной атмосфере.
17. Способ по любому из пп.7-16, отличающийся тем, что он дополнительно включает предварительный нагрев основного стального листа перед получением слоистого материала.
18. Способ по п.17, отличающийся тем, что предварительный нагрев проводят при температуре от 700 до 1100°С.
19. Способ по п.17, отличающийся тем, что предварительный нагрев проводят в вакууме, и/или в атмосфере инертного газа, и/или в атмосфере водорода.
20. Способ по п.18, отличающийся тем, что предварительный нагрев проводят в вакууме, и/или в атмосфере инертного газа, и/или в атмосфере водорода.
21. Способ производства алюминийсодержащей металлической фольги, отличающийся тем, что стальной лист, полученный способом по любому из пп.7-20, подвергают дополнительной холодной прокатке.
Приоритет по пунктам и признакам:
21.10.2004 по пп.7-21, кроме признака пп.7 и 21 «с получением стального листа по любому из пп.1-2»;
05.10.2005 по пп.1-6; признак п.7 и п.21 «с получением стального листа по любому из пп.1-2».
RU2007118630/02A 2004-10-21 2005-10-18 Стальной лист с высоким содержанием алюминия и способ его производства RU2355788C2 (ru)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004-306695 2004-10-21
JP2004306695 2004-10-21
JP2005292063A JP5062985B2 (ja) 2004-10-21 2005-10-05 加工性に優れた高Ａｌ含有鋼板及びその製造方法
JP2005-292063 2005-10-05

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2007118630A RU2007118630A (ru) 2008-11-27
RU2355788C2 true RU2355788C2 (ru) 2009-05-20

Family

ID=36203094

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2007118630/02A RU2355788C2 (ru) 2004-10-21 2005-10-18 Стальной лист с высоким содержанием алюминия и способ его производства

Country Status (12)

Country Link
US (2) US9028625B2 (ru)
EP (1) EP1811048B1 (ru)
JP (1) JP5062985B2 (ru)
KR (1) KR101032126B1 (ru)
BR (1) BRPI0516949A (ru)
CA (1) CA2584672A1 (ru)
ES (1) ES2612214T3 (ru)
IN (1) IN2012DN00730A (ru)
MX (1) MX2007004572A (ru)
RU (1) RU2355788C2 (ru)
TW (1) TWI323746B (ru)
WO (1) WO2006043686A1 (ru)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2505617C1 (ru) * 2009-10-28 2014-01-27 Ниппон Стил Корпорейшн Пластина из железа или сплава железа и способ ее изготовления
RU2583194C2 (ru) * 2011-09-30 2016-05-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный, гальванизированный погружением стальной лист и высокопрочный, подвергнутый легированию, гальванизированный погружением стальной лист, имеющие превосходную формуемость и низкую анизотропию материала, с пределом прочности на разрыв 980 мпа или более, и способ их получения
RU2695680C2 (ru) * 2014-08-07 2019-07-25 Арселормиттал Способ производства стального листа с покрытием, имеющего повышенную прочность, пластичность и деформируемость

Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101541993B (zh) * 2006-11-21 2012-12-26 新日本制铁株式会社 具有高的{222}面聚集度的钢板及其制造方法
EP1995336A1 (fr) 2007-05-16 2008-11-26 ArcelorMittal France Acier à faible densité présentant une bonne aptitude à l'emboutissage
JP5037412B2 (ja) * 2008-04-16 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 鋼板
JP5114672B2 (ja) * 2008-04-17 2013-01-09 新日鐵住金株式会社 積層鋼板及びその製造方法
JP5589262B2 (ja) * 2008-04-17 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 断熱鋼板及び金属製真空二重容器
JP5262280B2 (ja) * 2008-05-14 2013-08-14 新日鐵住金株式会社 加工部表面平滑性に優れた鋼板及びその製造方法
JP5136196B2 (ja) * 2008-05-14 2013-02-06 新日鐵住金株式会社 制振鋼板およびその製造方法
JP5053172B2 (ja) * 2008-05-16 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 ボイド発生を抑制する鋼板の製造方法
KR101563606B1 (ko) * 2009-03-11 2015-10-27 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하 열간압연 스트립을 제조하는 방법 및 페라이트계 강으로부터 제조된 열간압연 스트립
CN101760717B (zh) * 2009-12-28 2011-09-21 江苏麟龙新材料股份有限公司 一种对耐海洋气候工程零件涂层进行扩散处理的方法
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
MX366630B (es) 2011-04-27 2019-07-17 Nippon Steel Corp Star Láminas de metal a base de fierro y método para fabricar las mismas.
JP5472198B2 (ja) * 2011-04-28 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 高い｛１１０｝面集積度または｛２２２｝面集積度を有するＦｅ系金属板の製造方法
CH705321A1 (de) * 2011-07-19 2013-01-31 Alstom Technology Ltd Lötfolie zum Hochtemperaturlöten und Verfahren zum Reparieren bzw. Herstellen von Bauteilen unter Verwendung dieser Lötfolie.
WO2013124264A1 (en) 2012-02-20 2013-08-29 Tata Steel Nederland Technology Bv High strength bake-hardenable low density steel and method for producing said steel
US9777350B2 (en) 2012-04-11 2017-10-03 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength interstitial free low density steel and method for producing said steel
CN103014703A (zh) * 2012-12-28 2013-04-03 江阴东大新材料研究院 在钢板表面制备蜂窝陶瓷涂层的方法
CN104313496A (zh) * 2014-09-09 2015-01-28 董春年 一种矿用钻头
CN104264068A (zh) * 2014-09-09 2015-01-07 董春年 一种矿用钻头的加工方法
CN106521290B (zh) * 2016-12-23 2018-03-09 南京信息工程大学 一种耐腐蚀合金材料、制备方法及用于制备咸蛋清洗机的用途
CN106967940B (zh) * 2017-05-02 2023-05-30 贵州理工学院 一种制备弧形异形钢的方法及装置
CN110997142B (zh) * 2017-08-08 2022-10-11 株式会社科特拉 排气净化用的金属基材和使用该金属基材的排气净化装置
EP3702032A4 (en) * 2017-10-27 2021-06-02 Cataler Corporation EXHAUST GAS PURGE DEVICE USING A BASE METAL MATERIAL AND METHOD OF MANUFACTURING THE EXHAUST GAS PURGE DEVICE
CN112703264B (zh) * 2018-09-13 2022-03-04 杰富意钢铁株式会社 铁素体类不锈钢板及其制造方法、以及Al系镀敷不锈钢板
JP6742457B1 (ja) * 2019-02-05 2020-08-19 株式会社キャタラー 排ガス浄化用のメタル基材及びそれを用いた排ガス浄化装置
KR20210109596A (ko) * 2019-02-19 2021-09-06 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 그리고, Al 증착층이 부착된 스테인리스 강판
EP3988680A4 (en) * 2019-06-19 2022-11-23 JFE Steel Corporation CLAD ALUMINUM-BASED STAINLESS STEEL SHEET AND METHOD OF MAKING A FERRITIC STAINLESS STEEL SHEET

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0674460B2 (ja) * 1985-06-26 1994-09-21 日新製鋼株式会社 電磁鋼板の製造法
JPS62188756A (ja) 1986-02-13 1987-08-18 Kawasaki Steel Corp 方向性高飽和磁束密度薄帯およびその製造方法
JPS644458A (en) 1987-06-26 1989-01-09 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd Ferrite stainless steel quenched thin strip having excellent toughness
JPS6430653A (en) 1987-07-27 1989-02-01 Nippon Steel Corp Production of metallic carrier
JPH068486B2 (ja) 1989-03-27 1994-02-02 新日本製鐵株式会社 製造性に優れた耐熱、耐酸化性Ｆｅ―Ｃｒ―Ａ▲ｌ▼系合金
JP2796732B2 (ja) * 1989-06-13 1998-09-10 日新製鋼株式会社 高Ａ▲ｌ▼含有フエライト系ステンレス鋼板またはその成形品の製造法
JPH0480746A (ja) 1990-07-23 1992-03-13 Konica Corp ハロゲン化銀写真感光材料の処理方法
EP0511699B1 (en) * 1991-04-29 1995-08-09 General Motors Corporation Aluminium-coated iron-chromium foil containing additions of rare earths or yttrium
JP3200160B2 (ja) 1991-05-29 2001-08-20 川崎製鉄株式会社 耐酸化性および耐高温脆化性に優れたＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金、それを用いた触媒担体ならびに合金箔の製造方法
JPH068486A (ja) 1992-06-24 1994-01-18 Nec Corp 熱転写記録装置
JPH06277707A (ja) * 1993-03-25 1994-10-04 Matsushita Electric Works Ltd Ａｌ含有フェライト合金圧延材の製造方法
JP3336079B2 (ja) * 1993-07-14 2002-10-21 川崎製鉄株式会社 深絞り性及び化成処理性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US5366139A (en) * 1993-08-24 1994-11-22 Texas Instruments Incorporated Catalytic converters--metal foil material for use therein, and a method of making the material
RU2080458C1 (ru) 1994-06-20 1997-05-27 Уральский электрохимический комбинат Способ изготовления металлоблока каталитического нейтрализатора отработавших газов двигателя внутреннего сгорания
DE19652399A1 (de) * 1996-12-17 1998-06-18 Krupp Vdm Gmbh Verfahren zur Herstellung einer mehrschichtigen Metallfolie sowie deren Verwendung
FR2760244B1 (fr) * 1997-02-28 1999-04-09 Usinor Procede de fabrication d'un feuillard en acier inoxydable ferritique a haute teneur en aluminium utilisable notamment pour un support de catalyseur d'echappement de vehicule automobile
DE19743720C1 (de) * 1997-10-02 1998-12-24 Krupp Vdm Gmbh Verfahren zur Herstellung einer oxidationsbeständigen Metallfolie und deren Verwendung
JP2000045032A (ja) * 1998-07-28 2000-02-15 Kawasaki Steel Corp Ｆｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金板の製造方法
DE10002933C1 (de) * 2000-01-25 2001-07-05 Krupp Vdm Gmbh Verfahren zur Herstellung einer formstabilen Eisen-Chrom-Aluminium-Folie sowie Verwendung derselben
JP3690325B2 (ja) * 2001-07-26 2005-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 耐酸化特性及び耐高温変形性に優れたＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ系合金箔及びその製造方法
JP4198448B2 (ja) 2002-11-20 2008-12-17 新日鉄マテリアルズ株式会社 金属箔及び触媒担体用のハニカム構造体並びに排気ガス浄化用のメタル触媒担体
JP4198446B2 (ja) * 2002-11-20 2008-12-17 新日鉄マテリアルズ株式会社 ステンレス鋼板及びそれを用いてなるハニカム構造体
WO2004046406A1 (ja) * 2002-11-20 2004-06-03 Nippon Steel Corporation 高Al含有ステンレス鋼板及び複層板、およびそれらの製造方法並びに、それらを用いてなるハニカム体及びその製造方法
CN101541993B (zh) * 2006-11-21 2012-12-26 新日本制铁株式会社 具有高的{222}面聚集度的钢板及其制造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2505617C1 (ru) * 2009-10-28 2014-01-27 Ниппон Стил Корпорейшн Пластина из железа или сплава железа и способ ее изготовления
RU2505617C9 (ru) * 2009-10-28 2014-04-20 Ниппон Стил Корпорейшн Пластина из железа или сплава железа и способ ее изготовления
RU2583194C2 (ru) * 2011-09-30 2016-05-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный, гальванизированный погружением стальной лист и высокопрочный, подвергнутый легированию, гальванизированный погружением стальной лист, имеющие превосходную формуемость и низкую анизотропию материала, с пределом прочности на разрыв 980 мпа или более, и способ их получения
RU2695680C2 (ru) * 2014-08-07 2019-07-25 Арселормиттал Способ производства стального листа с покрытием, имеющего повышенную прочность, пластичность и деформируемость

Also Published As

Publication number Publication date
KR20070057283A (ko) 2007-06-04
WO2006043686A1 (ja) 2006-04-27
EP1811048B1 (en) 2017-01-04
KR101032126B1 (ko) 2011-05-02
US9028625B2 (en) 2015-05-12
TWI323746B (en) 2010-04-21
EP1811048A4 (en) 2011-06-29
US20090022636A1 (en) 2009-01-22
MX2007004572A (es) 2007-06-25
TW200615388A (en) 2006-05-16
EP1811048A1 (en) 2007-07-25
JP5062985B2 (ja) 2012-10-31
ES2612214T3 (es) 2017-05-12
CA2584672A1 (en) 2006-04-27
BRPI0516949A (pt) 2008-09-23
US9616411B2 (en) 2017-04-11
IN2012DN00730A (ru) 2015-06-19
JP2006144116A (ja) 2006-06-08
US20150217277A1 (en) 2015-08-06
RU2007118630A (ru) 2008-11-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2355788C2 (ru) Стальной лист с высоким содержанием алюминия и способ его производства
WO2013065760A1 (ja) 成形加工用アルミニウム合金クラッド材
EP3851550B1 (en) Ferritic stainless steel sheet, method for producing same and al plated stainless steel sheet
RU2428489C2 (ru) Стальной лист, имеющий высокую интеграцию плоскостей {222}, и способ его производства
US5980658A (en) Catalytic converters-metal foil material for use herein, and a method of making the material
MXPA01006761A (es) Banda de acero con buenas caracteristicas de deformacion y proceso para producirla.
US20090104090A1 (en) In-situ diffusion alloying and pre-oxidation annealing in air of fe-cr-al alloy catalytic converter material
CN100590211C (zh) 加工性优异的高Al钢板及其制造方法
KR100325755B1 (ko) 도금이안된결함이적고코팅밀착성이우수한아연및아연-합금용융도금강판및이의제조방법
JP2002241896A (ja) めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法
EP3988680A1 (en) Aluminum-based plated stainless steel sheet, and method for manufacturing ferritic stainless steel sheet
EP4144886A1 (en) Stainless steel sheet with al coating layer
WO2022085287A1 (ja) めっき鋼板
US20020012601A1 (en) Catalytic converters-metal foil material for use therin, and a method of making the material
WO2022154081A1 (ja) ホットスタンプ部材
WO2022004100A1 (ja) Ａｌコーティング層付きステンレス鋼板
KR20100064503A (ko) 도금성이 우수한 고망간 용융아연도금 강판의 제조방법
JPH03184678A (ja) Ｆｅ―Ａｌ合金薄板の製造法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20181019