SE527742C2 - Ferritic steel for high temperature applications, ways of making it, product and use of the steel - Google Patents
Ferritic steel for high temperature applications, ways of making it, product and use of the steelInfo
- Publication number
- SE527742C2 SE527742C2 SE0400452A SE0400452A SE527742C2 SE 527742 C2 SE527742 C2 SE 527742C2 SE 0400452 A SE0400452 A SE 0400452A SE 0400452 A SE0400452 A SE 0400452A SE 527742 C2 SE527742 C2 SE 527742C2
- Authority
- SE
- Sweden
- Prior art keywords
- alloy
- product
- applications
- steel
- weight
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title description 3
- 239000010959 steel Substances 0.000 title description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 16
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 claims abstract description 11
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 230000003197 catalytic effect Effects 0.000 claims abstract description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 6
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 239000011888 foil Substances 0.000 claims abstract description 5
- -1 for instance Chemical class 0.000 claims abstract description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 49
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 49
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims description 19
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 14
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000000746 purification Methods 0.000 claims description 3
- 239000012876 carrier material Substances 0.000 claims description 2
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims 5
- 235000008733 Citrus aurantifolia Nutrition 0.000 claims 1
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- 235000011941 Tilia x europaea Nutrition 0.000 claims 1
- 239000004571 lime Substances 0.000 claims 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 abstract description 27
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 abstract description 27
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 11
- 230000008569 process Effects 0.000 abstract description 10
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 8
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 abstract description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 45
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 20
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 19
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 17
- 239000000047 product Substances 0.000 description 10
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical class [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 5
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 4
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 3
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 3
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 3
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 3
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910002060 Fe-Cr-Al alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000003054 catalyst Substances 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 239000007795 chemical reaction product Substances 0.000 description 2
- 230000002301 combined effect Effects 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 238000001336 glow discharge atomic emission spectroscopy Methods 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 206010034912 Phobia Diseases 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 239000000356 contaminant Substances 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000007598 dipping method Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 239000000374 eutectic mixture Substances 0.000 description 1
- 230000008020 evaporation Effects 0.000 description 1
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 1
- 238000009499 grossing Methods 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N iron oxide Inorganic materials [Fe]=O UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 235000013980 iron oxide Nutrition 0.000 description 1
- VBMVTYDPPZVILR-UHFFFAOYSA-N iron(2+);oxygen(2-) Chemical class [O-2].[Fe+2] VBMVTYDPPZVILR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 208000019899 phobic disease Diseases 0.000 description 1
- 238000005240 physical vapour deposition Methods 0.000 description 1
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 230000000644 propagated effect Effects 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- 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
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- 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
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- 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
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Catalysts (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Exhaust Gas After Treatment (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
Description
25 30 o o en o :I no nu oooo n n n o u - o o o n u o o o a 527 7412... fobi in o u. o n o n o n o: nu uno u 2 mycket svaga vid hög temperatur, och tenderar därför att deformeras kraftigt även vid små pàkänningar på grund av t.ex. acceleration, tryckförändringar, mekaniska stötar eller temperaturväxlingar. Den i EP-B-290 719 beskrivna legeringen som är avsedd för användning i tillverkningen av värmeelement för resitiv uppvärmning av ugnar osv, samt konstruktionsdelar i katalytiska avgasrenare, löser problemet att minska förlängningen av substratmaterialet gentemot det skyddande oxidskiktet som en följd av den kombinerade effekten av Ti- och Zr-tillsats till legeringen. 25 30 oo en o: I no nu oooo nnnou - ooonuoooa 527 7412 ... phobia in o u. Ononono: nu uno u 2 very weak at high temperature, and therefore tends to deform strongly even at small stresses due to t. ex. acceleration, pressure changes, mechanical shocks or temperature fluctuations. The alloy described in EP-B-290 719 intended for use in the manufacture of heating elements for recessive heating of furnaces, etc., as well as structural parts in catalytic exhaust purifiers, solves the problem of reducing the elongation of the substrate material relative to the protective oxide layer as a result of the combined effect. of Ti- and Zr additives to the alloy.
Ferritiska stâlmaterial med låg kolhalt försprödas också genom korntillväxt vid användning i temperaturer över 800°C. Den låga kolhalten är nödvändig för att erhålla ett optimalt oxidationsmotstånd hos legeringen och för att möjliggöra plastisk kallbearbetning eftersom kolhalter över ca 0,02 vikt-% har en försprödande effekt genom att höja materialets omslagstemperatur. Ämnen som används för fast lösningshårdning av högtemperaturrnaterial, såsom Mo och/eller W, anses ha en kraftigt negativ inverkan på oxidationsegenskaperna, varför den önskvärda halten av dessa ämnen kan vara begränsad till högst 1% såsom i US 4859649 eller högst 0,10% som i EP 0667400.Low carbon ferritic steel materials are also propagated by grain growth when used at temperatures above 800 ° C. The low carbon content is necessary to obtain an optimal oxidation resistance of the alloy and to enable plastic cold working because carbon contents above about 0.02% by weight have a embrittling effect by raising the wrapping temperature of the material. Substances used for solid solution curing of high temperature materials, such as Mo and / or W, are considered to have a strong negative effect on the oxidation properties, so the desired content of these substances may be limited to a maximum of 1% as in US 4859649 or a maximum of 0.10% as and EP 0667400.
Sammanfattning Det därför ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla en legering av ett ferritiskt rostfritt stål med förhöjd resistens mot cyklisk och kontinuerlig termisk belastning och oxidation vid förhöjda temperaturer.Summary It is therefore an object of the present invention to provide an alloy of a ferritic stainless steel with increased resistance to cyclic and continuous thermal loading and oxidation at elevated temperatures.
Det är ytterligare ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla ett ferritiskt rostfritt stål som har förbättrade mekaniska egenskaper för användning i applikationer med cyklisk och kontinuerlig termisk belastning och oxidation vid förhöjda temperaturer såsom t.ex. bärarmaterial i avgasreningsapplikationer, såsom katalysatorer. 10 15 20 25 30 3 Det är ytterligare ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla ett ferritiskt rostfritt stål för användning i uppvärmningsapplikationer och i ugnsapplikationer.It is a further object of the present invention to provide a ferritic stainless steel which has improved mechanical properties for use in applications with cyclic and continuous thermal loading and oxidation at elevated temperatures such as e.g. support materials in exhaust gas purification applications, such as catalysts. It is a further object of the present invention to provide a ferritic stainless steel for use in heating applications and in furnace applications.
Det är ytterligare ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla ett ferritiskt rostfritt stål i form av tråd, band, folie och/eller rör.It is a further object of the present invention to provide a ferritic stainless steel in the form of wire, strip, foil and / or tube.
Det är ytterligare ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla en process för tillverkning av en produkt av sagda legering.It is a further object of the present invention to provide a process for manufacturing a product of said alloy.
Beskrivning av figurerna Figur 1 visar resultat av oxidationsprovningen vid 1000 °C som funktion av massförändringen mot tiden för exemplen D och E samt jämförelseexemplen 1 och 3.Description of the Figur gures Figure 1 shows the results of the oxidation test at 1000 ° C as a function of the mass change over time for Examples D and E and Comparative Examples 1 and 3.
Figur 2 visar resultat av oxidationsprovningen vid 1100°C som funktion av massförändringen mot tiden för exemplen C, E och G samt jämförelseexemplet 1.Figure 2 shows the results of the oxidation test at 1100 ° C as a function of the mass change over time for Examples C, E and G and Comparative Example 1.
Beskrivning av uppfinningen Dessa syften uppfylls med ett ferritiskt rostfritt stål av följande sammansättning (i vikt-%): mindre än 1% Ni, 15-25% Cr, 4,5-12% Al, 0,5-4% Mo, 0,01-1,2% Nb, 0-0,5% Ti, 0-O,5% Y, Sc, Zr och/eller Hf, 0-0,2 % av en eller flera sällsynta jordartsmetaller (REM) som till exempel Ce eller La, lova OO II I o I I O I OIII IIO n l 000 0000 lo 10 15 20 25 30 527 742 nu o n o Q n I o o n 0'O¶2% C» 0-0,2% N, med resten järn och nonnalt förekommande föroreningar.Description of the invention These objects are fulfilled with a ferritic stainless steel of the following composition (in% by weight): less than 1% Ni, 15-25% Cr, 4.5-12% Al, 0.5-4% Mo, 0 , 01-1.2% Nb, 0-0.5% Ti, 0-O, 5% Y, Sc, Zr and / or Hf, 0-0.2% of one or fl your rare earth metals (REM) as to example Ce or La, lova OO II I o IIOI OIII IIO nl 000 0000 lo 10 15 20 25 30 527 742 nu ono Q n I oon 0'O¶2% C »0-0.2% N, with the remainder iron and commonly occurring contaminants.
Slutprodukten kan tillverkas i form av tråd, band, folie och/eller rör.The end product can be manufactured in the form of wire, strip, foil and / or tube.
Slutprodukten enligt föreliggande uppfinning tillverkas som ett homogent material eller ett skiktmaterial eller ett material med en koncentrationsgradient av Al, där Al-halten tilltar mot sagda produktens yta. Tillverkningen kan således ske genom beläggning av ett substratmaterial resp en substratlegering med Al eller en Al-legering, speciellt genom att belägga band av en substratlegering med tjocklek under lmm med en Al-legering.The final product according to the present invention is manufactured as a homogeneous material or a layer material or a material with a concentration gradient of Al, where the Al content increases towards the surface of said product. The manufacture can thus take place by coating a substrate material or a substrate alloy with Al or an Al alloy, in particular by coating bands of a substrate alloy with a thickness below 1 mm with an Al alloy.
Genom denna tvåstegsprocess kan legeringens mekaniska egenskaper och oxidationsmotstånd förbättras och optimeras oberoende av varandra. Denna process möjliggör också en förenkling av produktionsprocessen då tillverkning via konventionell smältmetallurgi av material med Al-genomsnittshalter över tvärsnittet över 4,5% är förknippat med stora utbytesförluster på grund av sprödhet. Ytterligare en fördel med denna process är att ett slutmaterial kan tillverkas med en gradient av Al, sådan att Al-halten ökar mot ytan, vilket medför förbättrat oxidationsmotstånd eftersom bildningen av snabbväxande oxider som krom- och järnoxider förhindras och slutmaterialets mekaniska egenskaper förbättras.Through this two-step process, the mechanical properties and oxidation resistance of the alloy can be improved and optimized independently of each other. This process also enables a simplification of the production process as the production via conventional melt metallurgy of materials with Al average contents above the cross section above 4.5% is associated with large yield losses due to brittleness. Another advantage of this process is that a final material can be manufactured with a gradient of Al, such that the Al content increases towards the surface, which leads to improved oxidation resistance because the formation of fast-growing oxides such as chromium and iron oxides is prevented and the mechanical properties of the final material are improved.
Substratlegeringen kan tillverkas genom konventionell smältmetallurgi eller till exempel pulverrnetallurgi med den avsedda sammansättningen, varefter legeringen varrn- och kallvalsas till slutlig önskad dimension.The substrate alloy can be manufactured by conventional melt metallurgy or, for example, powder metallurgy with the intended composition, after which the alloy is hot-rolled and cold-rolled to the final desired dimension.
Vid tillverkning genom en beläggningsprocess har substratmaterialet före beläggning följande sammansättning (i vikt-%): mindre än 1% Ni, 15-27% Cr, 0-5% Al, 0,5-5% Mo, 0 0 0 0 000 0000 0 0 0 000 0000 00 0 00 00 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0000 0 0 0 0 0 0 00 00 527 742 0,01 -2% Nb. 0-0,5% Ti, 0-0,5% Y, Sc, Zr och/eller Hf, 0-0,2 % av en eller flera sällsynta jordartsmetaller (REM) som till exempel Ce eller La, 0-0,2% C. 0-0,2% N. med resten järn och normalt förekommande föroreningar.When manufactured by a coating process, the substrate material before coating has the following composition (in% by weight): less than 1% Ni, 15-27% Cr, 0-5% Al, 0.5-5% Mo, 0 0 0 0 000 0000 0 0 0 000 0000 00 0 00 00 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0000 0 0 0 0 0 00 00 527 742 0.01 -2% Nb. 0-0.5% Ti, 0-0.5% Y, Sc, Zr and / or Hf, 0-0.2% of one or more rare earth (REM) metals such as Ce or La, 0-0, 2% C. 0-0.2% N. with the remainder iron and normally occurring impurities.
Den lämpligaste sammansättningen på substratmaterialet är följande (i vikt-%): mindre än 1% Ni, 16-25% Cr. 0,5-4% AI. 0,74% Mo, 0,25-1,0% Nb. 0-0,5% Y, Sc, Zr och/eller Hf, O-0,5°/° Ti, 0-0,1 % av en eller flera sällsynta jordartsmetaller (REM) som till exempel Ce eller La, 0,02-0,2% C, 0-0,05% N. med resten järn och normalt förekommande föroreningar.The most suitable composition of the substrate material is as follows (in% by weight): less than 1% Ni, 16-25% Cr. 0.5-4% AI. 0.74% Mo, 0.25-1.0% Nb. 0-0.5% Y, Sc, Zr and / or Hf, O-0.5 ° / ° Ti, 0-0.1% of one or fl rare earth metals (REM) such as Ce or La, 0, 02-0.2% C, 0-0.05% N. with residual iron and normally occurring impurities.
Materialet kan användas i belagt tillstånd eller efter en diffusionsglödgning. De mest gynnsamma sammansättningarna för substratmaterialet före beläggning erhålls om den innehåller 2-4% Al. Detta aluminiuminnehåll ger slutprodukten ett förhöjd oxidationsmotstånd och leder till en förenklad produktionsprocess, dvs att risken för produktionsstömingar jämfört med tillverkning av ett material med alumlniumhalt över 4% minskas avsevärd. Efter beläggning med Al- legering skall materialet totalt sett innehålla en Al-halt som är högre än 4,5 vikt- %. 0: 00 oo 0000 0 0 u I 0 0 0 0 0 00 I n I n o 0 o u f' IG Û OOQO II 'O I O 0 0 O c O O 0 n O O U I I I O III O OUCO .DU 00 0 I 0 o 0000 b 0 O II II O III CCOO 10 15 20 25 30 527 742 oo n c U u 0 o o o o r O Mekanisk stabilitet och motstånd mot korntillväxt ges genom närvaron av utskiljningar av karbider och/eller nitrider av något eller några av elementen Ti, Nb, Zr, Hf. Ökad hållfasthet vid höga temperaturer, dvs temperaturer över ca 800°C ges också genom närvaro av Mo och/eller W i fast lösning. I legeringen enligt föreliggande uppfinning kan Mo helt eller delvis ersättas av W med bibehållen effekt för legeringen.The material can be used in a coated state or after a diffusion annealing. The most favorable compositions for the substrate material before coating are obtained if it contains 2-4% Al. This aluminum content gives the end product an increased oxidation resistance and leads to a simplified production process, ie that the risk of production disruptions compared to the production of a material with an aluminum content of more than 4% is significantly reduced. After coating with Al alloy, the material must in total contain an Al content that is higher than 4.5% by weight. 0: 00 oo 0000 0 0 u I 0 0 0 0 0 00 I n I no 0 ouf 'IG Û OOQO II' OIO 0 0 O c OO 0 n OOUIIIO III O OUCO .DU 00 0 I 0 o 0000 b 0 O II II O III CCOO 10 15 20 25 30 527 742 oo nc U u 0 oooor O Mechanical stability and resistance to grain growth are provided by the presence of precipitates of carbides and / or nitrides of one or more of the elements Ti, Nb, Zr, Hf. Increased strength at high temperatures, ie temperatures above about 800 ° C is also given by the presence of Mo and / or W in solid solution. In the alloy of the present invention, Mo can be completely or partially replaced by W with retained power for the alloy.
Tillsats av Zr och/eller Hf och REM och/eller Y och/eller Sc ger ett ökat motstånd mot skalning och flagning av den bildade oxiden. Slutproduktens innehåll av dessa element kan tillföras genom tillsats av dem i substratlegeringen och/eller i den Al-legering som används vid beläggningen.Addition of Zr and / or Hf and REM and / or Y and / or Sc gives an increased resistance to peeling and fl aging of the oxide formed. The content of these elements in the final product can be added by adding them to the substrate alloy and / or to the Al alloy used in the coating.
Legeringen enligt föreliggande uppfinning skall innehålla sammanlagt minst 0,1 vikt-% av Ti+Nb+Zr+Hf.The alloy of the present invention must contain a total of at least 0.1% by weight of Ti + Nb + Zr + Hf.
De flesta sammansättningar hos legeringen enligt uppfinningen kan tillverkas genom konventionell metallurgi. Genom tvåstegsprocessen enligt föreliggande uppfinning erhålls dock ett material vars mikrostruktur är kontrollerad, vars oxidationsegenskaper är förbättrade, vars mekaniska egenskaper är optimerade och förbättrade samt vars maximala aluminiuminnehåll ej begränsas av den försprödande effekt som Al-halter över ca 5 vikt-% normalt kan ge, både vid kall- och varmbearbetning. Dessutom ger processen att belägga ett substratmaterial med en Al-legering en färdig produkt vars innehåll av t.ex. Mo, Nb och C kan vara betydligt högre än i ett konventionellt tillverkat material utan att närvaron av dessa element leder till någon märkbar försämring av oxidationsegenskapema.Most compositions of the alloy of the invention can be made by conventional metallurgy. Through the two-step process according to the present invention, however, a material is obtained whose microstructure is controlled, whose oxidation properties are improved, whose mechanical properties are optimized and improved and whose maximum aluminum content is not limited by the embrittlement effect that Al contents above about 5% by weight can normally give. both for cold and hot processing. In addition, the process of coating a substrate material with an Al alloy provides a finished product whose content of e.g. Mo, Nb and C can be significantly higher than in a conventionally manufactured material without the presence of these elements leading to any noticeable deterioration of the oxidation properties.
Beläggning av substratlegeringen med Al-legering kan ske genom tidigare kända processer som till exempel doppning i smälta, elektrolytisk beläggning, ihopvalsning av band av substratlegeringen och aluminiumlegeringen, deponering av fast Al-legering från en gasfas genom så kallad CVD eller PVD- teknik. Beläggningen med Al-legering kan ske efter att substratlegeringen valsats ned till önskad färdigtjocklek för produkten, eller i större tjocklek. l det senare fallet kan en diffusionsglödgning genomföras för att åstadkomma en 0 0 0 0 0 0 0 000 0 0000 000 000 0 0 0 0 000 0000 00 10 15 20 25 30 527 742 7 homogenisering av materialet varefter valsning i ett eller flera steg utförs för att åstadkomma den färdiga produkten. Valsning kan också ske direkt på en belagd produkt enligt föreliggande uppfinning med större tjocklek än den önskade färdigtjockleken. l detta fall kan valsningen följas av glödgning.Coating of the substrate alloy with Al alloy can take place by previously known processes such as melt dipping, electrolytic coating, rolling of strips of the substrate alloy and the aluminum alloy, deposition of solid Al alloy from a gas phase by so-called CVD or PVD technology. The coating with Al alloy can take place after the substrate alloy has been rolled down to the desired finished thickness for the product, or in a larger thickness. In the latter case, a diffusion annealing can be performed to effect a homogenization of the material after which rolling in one or more steps is performed. to produce the finished product. Rolling can also take place directly on a coated product according to the present invention with a greater thickness than the desired finished thickness. In this case, the rolling may be followed by annealing.
Tjockleken av det belagda AI-skiktet kan varieras beroende på tjockleken på substratmaterialet, den önskade aluminiumhalten i slutprodukten och aluminiumhalten i substratmaterialet. Dock måste den totala Al-halten i den färdiga produkten, som nämnts ovan, alltid vara minst 4,5 vikt-%. Produkten kan användas i form av ett glödgat, homogent material eller ett skiktmaterial eller ett material med en koncentrationsgradient av Al där Al-halten är högre vid ytan än i centrum av materialet. För ett material med koncentrationsgradient kan en lägre totalhalt resp genomsnittshat ned till 4,0 vikt-% tillåtas om halten aluminium på ett avstånd av maximalt 5pm från ytan är mer än 6,0 vikt-%.The thickness of the coated AI layer can be varied depending on the thickness of the substrate material, the desired aluminum content of the final product and the aluminum content of the substrate material. However, the total Al content of the finished product, as mentioned above, must always be at least 4.5% by weight. The product can be used in the form of an annealed, homogeneous material or a layer material or a material with a concentration gradient of Al where the Al content is higher at the surface than in the center of the material. For a material with a concentration gradient, a lower total content or average hate down to 4.0% by weight may be permitted if the content of aluminum at a maximum distance of 5 pm from the surface is more than 6.0% by weight.
Exempel på användbara aluminiumlegeringar är rent Al, AI legerad med 0,5-25 vikt-% Si, Al legerad med O-2 vikt-% av en eller flera av elementen Ce, La, Y, Zr, Hf. Beroende på den beläggningsprocess som används är olika sammansättningar hos Al-legeringen mer lämpliga än andra. Sålunda är det, vid beläggning från smälta önskvärt att smältpunkten är låg och att ett homogent material eller en eutektisk blandning deponeras. Vid beläggning genom påvalsning krävs att materialet är duktilt och har liknande mekaniska egenskaper som substratet så att beläggning och substrat deforrneras på liknande sätt.Examples of useful aluminum alloys are pure Al, Al alloyed with 0.5-25% by weight of Si, Al alloyed with O-2% by weight of one or more of the elements Ce, La, Y, Zr, Hf. Depending on the coating process used, different compositions of the Al alloy are more suitable than others. Thus, when coating from melt, it is desirable that the melting point be low and that a homogeneous material or a eutectic mixture be deposited. When coating by rolling, it is required that the material is ductile and has similar mechanical properties as the substrate so that the coating and substrate are deformed in a similar manner.
Exempel 1 Tabell 1 visar på sammansättningar på undersökta legeringar. Exempel C och jämförelseexempel 1 framställdes på konventionell väg genom smältmetallurgi och varmbearbetning. Av jämförelseexempel 1 tillverkades även 50 pm tjocka band via varmvalsning och kallvalsning. Jämförelseexempel 1 är en legering 0000 00 m0 0 0 0 0 000 0 0000 00 0 0 0000 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0000 0 00 00 0 000 10 15 20 25 30 527 742 8 som idag används som bärarmaterial i katalytiska avgasrenare. Detta material har tillräckligt oxidationsmotstånd för denna användning. Däremot är dess mekaniska styrka låg och anses vara den begränsande faktorn för hela anordningens livslängd.Example 1 Table 1 shows compositions of investigated alloys. Example C and Comparative Example 1 were prepared by conventional means by melt metallurgy and hot working. Comparative Example 1 also produced 50 μm thick strips via hot rolling and cold rolling. Comparative Example 1 is an alloy 0000 00 m0 0 0 0 0 000 0 0000 00 0 0 0000 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0 0000 0 00 00 0 000 10 15 20 25 30 527 742 8 which is currently used as carrier materials in catalytic exhaust gas purifiers. This material has sufficient oxidation resistance for this use. However, its mechanical strength is low and is considered to be the limiting factor for the life of the entire device.
Den mycket låga duktiliteten vid rumstemperatur (2% brottförlängning) hos legeringen enligt exempel C gör att denna legering svårligen kan tillverkas i form av tunna band. Däremot har denna legering som synes i tabell 1 en mycket god varmhållfasthet, så är till exempel brottgränsen vid både 700° och 900°C ca 100% högre än för jämförelseexempel 1. Oxidationsmotstàndet för exempel C och jämförelseexempel 1 vid 1100°C visas ifigur 2.The very low ductility at room temperature (2% elongation at break) of the alloy according to Example C makes it difficult to manufacture this alloy in the form of thin strips. On the other hand, this alloy as shown in Table 1 has a very good heat strength, so for example the yield strength at both 700 ° and 900 ° C is about 100% higher than for comparative example 1. The oxidation resistance for example C and comparative example 1 at 1100 ° C is shown in Figure 2 .
Oxidationshastigheten för exempel C är 5% högre än förjämförelseexempel 1, vilket innebär att materialen kan anses som likvärdiga vad gäller oxidationsmotstànd.The oxidation rate of Example C is 5% higher than Comparative Example 1, which means that the materials can be considered equivalent in terms of oxidation resistance.
Exempel 2 Tabell 1 visar på sammansättningar på undersökta legeringar. Exempel A och B och jämförelseexempel 1 och 2 framställdes på konventionell väg genom smältmetallurgi och varmbearbetning. Därefter tillverkades även 50 um tjocka band av samtliga legeringar via varmvalsning och kallvalsning. Legeringarna enligt exempel A och B är samtliga tillräckligt duktila vid rumstemperatur för att kunna kallvalsas till mycket tunna band med god produktivitet.Example 2 Table 1 shows compositions of investigated alloys. Examples A and B and Comparative Examples 1 and 2 were prepared by conventional means by melt metallurgy and hot working. Thereafter, 50 μm thick strips of all alloys were also produced via hot rolling and cold rolling. The alloys of Examples A and B are all sufficiently ductile at room temperature to be cold rolled into very thin strips with good productivity.
Exempel D och E och iämförelseexempel 3 svarar mot kallvalsade band av legering enligt exempel B och C respektive jämförelseexempel 2 som belades genom förångning eller sputtring med Al på båda sidorna i sådan mängd att den totala halten Al svarade mot 5,5-6% (se tabell 3). 10 15 20 25 527 742 9 Tabell 3 Exempel Substrat Tjocklek Belagd Önskad Uppmätt legering före tjocklek av total halt beläggnings beläggning belagd Al- av Al tjocklek [um] Ieserifls l%l luml luml D A 50 5 6% E B 50 4 6% 4,1 Jämförelse Jfr 50 5 6% 4,7 exempel 3 exempel 2 Den erhållna tjockleken av Al uppmättes med GDOES (glow discharge optical emission spectroscopy), en metod som tillåter noggrann uppmätning av sammansättningar och tjocklekar hos tunna ytskikt. Analyserna visade att en totalhalt av Al pà 5-6% hade uppnåtts. Dessa prover oxiderades i luft vid 1000°C i upp till 620h, vilket visas i figur 1. Legeringarna enligt exempel D och E är överlägsna legeringen enligt jämförelseexempel 3, medan den konventionellt framställda Fe-Cr-Al-legeringen ijämförelseexempel 1 har ett signifikant bättre oxidationsmotstànd än exempel D och E av legeringen enligt uppfinningen.Examples D and E and Comparative Example 3 correspond to cold rolled strips of alloy according to Examples B and C and Comparative Example 2 which were coated by evaporation or sputtering with Al on both sides in such an amount that the total content of Al corresponded to 5.5-6% (see table 3). 10 15 20 25 527 742 9 Table 3 Example Substrate Thickness Coated Desired Measured alloy before thickness of total content coating coating coated Al- of Al thickness [um] Ieseri fl s l% l luml luml DA 50 5 6% EB 50 4 6% 4, 1 Comparison Cf. 50 5 6% 4.7 Example 3 Example 2 The thickness obtained of Al was measured by GDOES (glow discharge optical emission spectroscopy), a method which allows accurate measurement of compositions and thicknesses of thin surface layers. The analyzes showed that a total Al content of 5-6% had been achieved. These samples were oxidized in air at 1000 ° C for up to 620 hours, as shown in Figure 1. The alloys of Examples D and E are superior to the alloy of Comparative Example 3, while the conventionally prepared Fe-Cr-Al alloy of Comparative Example 1 has a significantly better oxidation resistance than examples D and E of the alloy according to the invention.
Exempel 3 Exempel F och G och jämförelseexempel 4 uppvisar samma sammansättning som legeringarna enligt exempel D och E och jämförelseexempel 3 som glödgats vid 1050°C i 10 min i syfte att åstadkomma en utjämning av Al-halten i materialet. Duktiliteten hos materialet bedömdes genom ett bockningsprov där den minsta bockningsradie som materialet kunde bockas till utan brott bestämdes, se tabell 4. 10 15 20 527 742 Tabell 4 Exempel Sammansättning Diffusions- Minsta Resultat av glödgning i bocknings- dragprovnin H2 radie utan g vid 900°C [min/1050°C] brott [Rm/M Pa] [mm] F Samma som 10 0,5 46 exempel D G Samma som 10 0,38 81 exempel E Jämförelse- Samma som 10 2,5 kunde ej exempel 4 jämförelse-exempel mätas p.g.a. 3 sprödhet Den snävaste radie som materialet provades vid var 0,38 mm. Legeringarna enligt uppfinningen har en duktilitet som är överlägsen jämförelseexempel 4.Example 3 Examples F and G and Comparative Example 4 have the same composition as the alloys of Examples D and E and Comparative Example 3 annealed at 1050 ° C for 10 minutes in order to achieve a smoothing of the Al content of the material. The ductility of the material was assessed by a bending test where the minimum bending radius to which the material could be bent without breaking was determined, see Table 4. 10 4 20 527 742 Table 4 Example Composition Diffusion- Minimum Results of annealing in bending tensile test H2 radius without g at 900 ° C [min / 1050 ° C] Break [Rm / M Pa] [mm] F Same as 10 0.5 46 Example DG Same as 10 0.38 81 Example E Comparison- Same as 10 2.5 could not Example 4 comparison -examples are measured due to 3 brittleness The narrowest radius at which the material was tested was 0.38 mm. The alloys according to the invention have a ductility which is superior to Comparative Example 4.
Legeringen enligt jämförelseexempel 4 visade sig vara så spröd att denna legering får anses som mindre lämpad för användning i katalytiska avgasrenare. Legeringen enligt exempel G har en brottgräns vid 900°C som är lika god som det konventionellt tillverkade materialet enligt uppfinningen, exempel C, och dubbelt så hög som den konventionellt tillverkade Fe-Cr-Al- legeringen ijämförelseexempel 1. Detta innebär att, under förutsättning att oxidationsmotstàndet är tillräckligt, kan denna legering användas i en tjocklek som är hälften av ett konventionellt materials tjocklek, och därigenom möjliggöra en effektivitetsökning och en minskning av materialkostnaden för“ katalysatortillverkning.The alloy of Comparative Example 4 was found to be so brittle that this alloy may be considered less suitable for use in catalytic exhaust purifiers. The alloy of Example G has a yield strength of 900 ° C which is as good as the conventionally manufactured material of the invention, Example C, and twice as high as the conventionally manufactured Fe-Cr-Al alloy of Comparative Example 1. This means that, provided that the oxidation resistance is sufficient, this alloy can be used in a thickness which is half the thickness of a conventional material, thereby enabling an increase in efficiency and a reduction in the material cost of catalyst production.
Legeringen enligt exempel G oxidationsprovades vid 1100°C tillsammans med legeringen enligt exempel C och E samt jämförelseexempel 1, vilket visas i figur 2. Ett förbättrat oxidationsmotstånd erhålls med legeringen enligt exempel G, både i jämförelse med samma material utan diffusionsglödgning (exempel E) och med konventionellt framställda legeringar. Speciellt intressant är jämförelsen mellan exempel G och exempel C eftersom dessa svarar mot legeringar med mycket lika sammansättning men olika produktionssätt: 00 gu C O O I 0 0000 000 0 0 I 0000 10 15 20 25 30 527 742 » 11 ll legeringen enligt exempel G är tillverkad genom kallvalsning till önskad tjocklek, följd av Al-beläggning och glödgning medan exempel C har tillverkats med önskat Al-innehåll i legeringen från början. Utöver de förbättrade produktionsegenskapema hos ett material som tillverkats på det sätt som exempel G gjort har denna legering dessutom ett bättre oxidationsmotstånd än exempel C. Det relativt sett lägre oxidationsmotståndet som exempel C uppvisar jämfört med jämförelseexempel 1 kan förklaras med en negativ effekt på oxidationsmotståndet på grund av närvaron av Mo och Nb i legeringen enligt exempel C. Det är känt att dessa element kan försämra oxidationsmotståndet hos en legering. l exempel G är dessa negativa effekter frånvarande, vilket kan tolkas som en positivt resultat av att exempel G tillverkats genom Al-beläggning.The alloy of Example G was oxidation tested at 1100 ° C together with the alloy of Examples C and E and Comparative Example 1, as shown in Figure 2. An improved oxidation resistance is obtained with the alloy of Example G, both in comparison with the same material without diffusion annealing (Example E) and with conventionally produced alloys. The comparison between Example G and Example C is particularly interesting because these correspond to alloys with very similar composition but different production methods: 00 gu COOI 0 0000 000 0 0 I 0000 10 15 20 25 30 527 742 cold rolling to the desired thickness, followed by Al coating and annealing while Example C has been made with the desired Al content in the alloy from the beginning. In addition to the improved production properties of a material made in the manner of Example G, this alloy also has a better oxidation resistance than Example C. The relatively lower oxidation resistance of Example C compared to Comparative Example 1 can be explained by a negative effect on the oxidation resistance due to of the presence of Mo and Nb in the alloy of Example C. It is known that these elements can impair the oxidation resistance of an alloy. In Example G, these negative effects are absent, which can be interpreted as a positive result of Example G being produced by Al coating.
Denna tillverklngsmetod är sålunda gynnsam vad gäller legeringens oxidationsmotstånd.This manufacturing method is thus favorable in terms of the oxidation resistance of the alloy.
Sammanfattningsvis kan konstateras att genom den kombinerade effekten av höga halter av Mo och Nb ger en avsevärd förbättring av hållfastheten jämfört med det material som används idag samt att genom användning av den beskrivna processen kan detta material ges det oxidationsmotstånd som krävs vid användning vid höga temperaturer av material i klena dimensioner och de ovan nämnda produktformerna.In summary, it can be stated that through the combined effect of high levels of Mo and Nb gives a significant improvement of the strength compared to the material used today and that by using the described process this material can be given the oxidation resistance required when used at high temperatures of materials in small dimensions and the above-mentioned product forms.
Den enligt processen av denna uppfinning tillverkade produkten av ferritiskt rostfritt stål uppvisar förhöjd resistens mot cyklisk och kontinuerlig termisk belastning och oxidation vid förhöjda temperaturer och har förbättrade mekaniska egenskaper vid sagda temperaturer vilket gör den lämplig för användning i högtemperaturapplikationer såsom i katalytiska avgasreningsapplikationer och i uppvärmnings- och ugnsapplikationer i form av tråd, band, folie och/eller rör.The ferritic stainless steel product made according to the process of this invention exhibits increased resistance to cyclic and continuous thermal loading and oxidation at elevated temperatures and has improved mechanical properties at said temperatures making it suitable for use in high temperature applications such as catalytic exhaust gas purification applications and in heating and oven applications in the form of wire, strip, foil and / or tubes.
Claims (3)
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE0400452A SE527742C2 (en) | 2004-02-23 | 2004-02-23 | Ferritic steel for high temperature applications, ways of making it, product and use of the steel |
| KR1020067014643A KR20060127063A (en) | 2004-02-23 | 2005-02-21 | Cr-al-steel for high-temperature applications |
| PCT/SE2005/000249 WO2005080622A1 (en) | 2004-02-23 | 2005-02-21 | Cr-al-steel for high-temperature applications |
| US10/589,945 US20080210348A1 (en) | 2004-02-23 | 2005-02-21 | Cr-Al-Steel for High-Temperature Application |
| CNA2005800046979A CN1918314A (en) | 2004-02-23 | 2005-02-21 | Cr-al-steel for high-temperature applications |
| EP05711109A EP1721023A1 (en) | 2004-02-23 | 2005-02-21 | Cr-al-steel for high-temperature applications |
| JP2006554058A JP2007524001A (en) | 2004-02-23 | 2005-02-21 | Cr-Al steel for high temperature applications |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE0400452A SE527742C2 (en) | 2004-02-23 | 2004-02-23 | Ferritic steel for high temperature applications, ways of making it, product and use of the steel |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| SE0400452D0 SE0400452D0 (en) | 2004-02-23 |
| SE0400452L SE0400452L (en) | 2005-08-24 |
| SE527742C2 true SE527742C2 (en) | 2006-05-30 |
Family
ID=31989618
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SE0400452A SE527742C2 (en) | 2004-02-23 | 2004-02-23 | Ferritic steel for high temperature applications, ways of making it, product and use of the steel |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20080210348A1 (en) |
| EP (1) | EP1721023A1 (en) |
| JP (1) | JP2007524001A (en) |
| KR (1) | KR20060127063A (en) |
| CN (1) | CN1918314A (en) |
| SE (1) | SE527742C2 (en) |
| WO (1) | WO2005080622A1 (en) |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2031080B1 (en) * | 2007-08-30 | 2012-06-27 | Alstom Technology Ltd | High temperature alloy |
| PL2198065T3 (en) | 2007-10-05 | 2018-08-31 | Sandvik Intellectual Property Ab | A dispersion strengthened steel as material in a roller for a roller hearth furnace |
| DE102008018135B4 (en) * | 2008-04-10 | 2011-05-19 | Thyssenkrupp Vdm Gmbh | Iron-chromium-aluminum alloy with high durability and small changes in heat resistance |
| CH699206A1 (en) * | 2008-07-25 | 2010-01-29 | Alstom Technology Ltd | High-temperature alloy. |
| JP5760525B2 (en) * | 2010-03-30 | 2015-08-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Stainless steel foil and catalyst carrier for exhaust gas purification apparatus using the foil |
| JP5126437B1 (en) * | 2011-04-01 | 2013-01-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Stainless steel foil and catalyst carrier for exhaust gas purification apparatus using the foil |
| EP2933349B1 (en) * | 2012-12-17 | 2018-09-05 | JFE Steel Corporation | Stainless steel sheet and stainless steel foil |
| RU2571241C2 (en) * | 2013-12-23 | 2015-12-20 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина" | Ferrite corrosion resistant steel |
| CN103949863A (en) * | 2014-05-14 | 2014-07-30 | 河南飞孟金刚石工业有限公司 | Steel plate for synthesis of diamond or cubic boron nitride and making method of steel plate |
| EP3467131B1 (en) * | 2016-05-30 | 2021-08-11 | JFE Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet |
| JP6237973B1 (en) * | 2016-05-30 | 2017-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ferritic stainless steel sheet |
| CN106222577A (en) * | 2016-08-25 | 2016-12-14 | 中广核研究院有限公司 | Stainless steel alloy and preparation method thereof, the stainless steel cladding of fuel assembly |
| KR20200100661A (en) | 2017-12-27 | 2020-08-26 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | Iron-chromium aluminum alloy pipe calibration method |
| US20220118740A1 (en) * | 2019-02-19 | 2022-04-21 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel sheet and method of producing same, and al vapor deposited layer-equipped stainless steel sheet |
| EP3988680A4 (en) * | 2019-06-19 | 2022-11-23 | JFE Steel Corporation | Aluminum-based plated stainless steel sheet, and method for manufacturing ferritic stainless steel sheet |
| CN113621897A (en) * | 2020-05-08 | 2021-11-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | Rare earth-containing heat-resistant alloy steel and slab continuous casting process thereof |
| EP4430220A1 (en) * | 2021-11-11 | 2024-09-18 | Kanthal AB | A tube of a fe-cr-al alloy |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA1324456C (en) * | 1986-03-05 | 1993-11-16 | Johannes A. M. Van Broekhoven | Catalyst compositions |
| DE3706415A1 (en) * | 1987-02-27 | 1988-09-08 | Thyssen Edelstahlwerke Ag | SEMI-FINISHED FERRITIC STEEL PRODUCT AND ITS USE |
| JPH04354850A (en) * | 1991-05-29 | 1992-12-09 | Nisshin Steel Co Ltd | High al-containing ferritic stainless steel excellent in high temperature oxidation resistance |
| JPH06389A (en) * | 1992-03-02 | 1994-01-11 | Nippon Steel Corp | Highly heat resistant metallic carrier for automobile catalyst |
| JP3283286B2 (en) * | 1992-03-31 | 2002-05-20 | 新日本製鐵株式会社 | Fe-Cr-Al alloy foil for highly heat-resistant metal carrier for automobile exhaust gas purification catalyst |
| WO1995018241A1 (en) * | 1993-12-28 | 1995-07-06 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Aluminum-plated stainless steel sheet with excellent high-temperature oxidation resistance |
| JPH07233451A (en) * | 1993-12-28 | 1995-09-05 | Nisshin Steel Co Ltd | Al plated stainless steel sheet excellent in high temperature oxidation resistance |
| ZA95523B (en) * | 1994-02-09 | 1995-10-02 | Allegheny Ludium Corp | Creep resistant iron-chromium-aluminum alloy substantially free of molybdenum |
| JPH08155304A (en) * | 1994-12-02 | 1996-06-18 | Tanaka Kikinzoku Kogyo Kk | High temperature service combustion catalyst |
| JP3210535B2 (en) * | 1994-12-20 | 2001-09-17 | 新日本製鐵株式会社 | Metal carrier for purifying exhaust gas with low heat capacity and low back pressure |
| FR2760244B1 (en) * | 1997-02-28 | 1999-04-09 | Usinor | PROCESS FOR THE MANUFACTURE OF A FERRITIC STAINLESS STEEL STRAP WITH A HIGH ALUMINUM CONTENT FOR USE IN PARTICULAR FOR A MOTOR VEHICLE EXHAUST CATALYST SUPPORT |
| JP3865091B2 (en) * | 1997-03-31 | 2007-01-10 | 日新製鋼株式会社 | Fe-Cr-Al ferritic stainless steel with excellent high temperature strength, high temperature oxidation resistance and diffusion bonding |
-
2004
- 2004-02-23 SE SE0400452A patent/SE527742C2/en unknown
-
2005
- 2005-02-21 WO PCT/SE2005/000249 patent/WO2005080622A1/en active Application Filing
- 2005-02-21 JP JP2006554058A patent/JP2007524001A/en active Pending
- 2005-02-21 EP EP05711109A patent/EP1721023A1/en not_active Withdrawn
- 2005-02-21 KR KR1020067014643A patent/KR20060127063A/en not_active Application Discontinuation
- 2005-02-21 US US10/589,945 patent/US20080210348A1/en not_active Abandoned
- 2005-02-21 CN CNA2005800046979A patent/CN1918314A/en active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| SE0400452L (en) | 2005-08-24 |
| JP2007524001A (en) | 2007-08-23 |
| CN1918314A (en) | 2007-02-21 |
| US20080210348A1 (en) | 2008-09-04 |
| EP1721023A1 (en) | 2006-11-15 |
| WO2005080622A1 (en) | 2005-09-01 |
| SE0400452D0 (en) | 2004-02-23 |
| KR20060127063A (en) | 2006-12-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2344192C2 (en) | Iron-chromium-aluminium alloy | |
| US20080210348A1 (en) | Cr-Al-Steel for High-Temperature Application | |
| CA2719363C (en) | Iron-chromium-aluminum alloy having long service life and exhibiting little change in heat resistance | |
| JP5561447B1 (en) | Stainless steel plate and stainless steel foil | |
| US6773660B2 (en) | Ferritic stainless steel for use in high temperature applications | |
| EP3527683B1 (en) | Stainless steel sheet and stainless steel foil | |
| US5045404A (en) | Heat-resistant stainless steel foil for catalyst-carrier of combustion exhaust gas purifiers | |
| SE527174C2 (en) | Method of manufacturing an austenitic stainless steel alloy by coating with aluminum and its use in high temperature applications | |
| CN113088830A (en) | Ferritic alloy | |
| CN109196131B (en) | Ferritic stainless steel sheet | |
| JP3335647B2 (en) | Fe-Cr-Al alloy excellent in durability and catalyst carrier using the same | |
| CN110709529A (en) | Ferritic alloy | |
| JP6237973B1 (en) | Ferritic stainless steel sheet | |
| SE527176C2 (en) | Stainless steel for use in high temperature applications | |
| JPH06279957A (en) | Ferritic stainless steel for carrier of exhaust gas catalyst | |
| KR20060136473A (en) | Iron chrome aluminum alloy | |
| JPH04128346A (en) | Stainless steel foil for metal support |