Настоящее изобретение относится к стальному листу низкой плотности и, в частности, к дуплексной микроструктуре. Стальной лист согласно изобретению, особенно подходит для изготовления внутренних или наружных панелей транспортных средств, таких как наземные автомобили.
Экологические ограничения вынуждают автопроизводителей постоянно сокращать выбросы CO2 своих автомобилей. Для этого у автопроизводителей есть несколько вариантов, основными из которых являются снижение веса автомобилей или повышение эффективности систем двигателя. Успехи часто достигаются комбинацией двух подходов. Данное изобретение относится к первому варианту, а именно к снижению веса автотранспортных средств. В этой очень специфической области есть альтернатива с двумя путями.
Первый путь состоит в уменьшении толщины сталей при одновременном повышении их механической прочности. К сожалению, это решение имеет свои пределы из-за недопустимого снижения жесткости некоторых деталей автомобиля и появления акустических проблем, создающих дискомфортные условия для пассажиров, не говоря уже о неизбежной потере пластичности, связанной с повышением механической прочности.
Второй путь состоит в уменьшении плотности сталей путем их легирования другими, более легкими металлами. Среди этих сплавов сплавы с низкой плотностью обладают привлекательными механическими и физическими свойствами, позволяя при этом значительно снизить вес.
В частности, EP3421629 представляет собой патент, в котором заявлена высокопрочная холоднокатаная и термообработанная стальная полоса, лист, заготовка или горячеформованное изделие, имеющее бимодальную микроструктуру, включающий стадии получения и отливки расплава в сляб или отлитую полосу, имеющую следующий состав: 0,05-0,50% масс. C; 0,50-8,0% масс. Mn; 0,05-6,0% масс. Al общ; 0,0001-0,05% масс. Sb; 0,0005-0,005% масс. Σ (Ca + РЗМ); 5-100 ч/млн N; 0-2,0% масс. Si; 0-0,01% масс. S; 0-0,1% масс. P; 0-1,0% масс. Cr; 0-2,0% масс. Ni; 0-2,0% масс. Cu; 0-0,5% масс. Мо; 0-0,1% масс. V; 0-50 ч/млн В; 0-0,10% масс. Ti, при этом компонент имеет бимодальную микроструктуру зерен, состоящую из ферритной матричной фазы, состоящей из дельта-феррита и альфа-феррита, при этом дельта-феррит имеет размер зерна 5 - 20 мкм, при этом альфа-феррит имеет размер зерна не более 3 мкм и вторую фазу, состоящую из одной или нескольких фаз из бейнита, мартенсита и остаточного аустенита с размером зерна не более 3 мкм. Но сталь EP3421629 не является сталью с низкой плотностью, а также содержит твердые поверхности, такие как мартенсит и бейнит.
Поэтому целью изобретения является создание стального листа, имеющего относительную плотность ниже 7,3, предел прочности при растяжении, по меньшей мере, 600 МПа и равномерное удлинение, по меньшей мере, 17,5%.
В предпочтительном осуществлении стальной лист согласно изобретению, имеет относительную плотность, равную или ниже 7,2, предел текучести, по меньшей мере, 450 МПа.
Другие характеристики и преимущества изобретения станут очевидными из последующего подробного описания изобретения. Содержание углерода составляет 0,12 - 0,25%, более предпочтительно 0,13 - 0,2% масс. Углерод представляет собой гаммагенный элемент, который играет значительную роль в формировании остаточного аустенита, а также придает прочность и пластичность. Содержание углерода предпочтительно составляет 0,13 - 0,2% для получения одновременно высокой прочности, удлинения и способности к отбортовке при растяжении.
Содержание марганца составляет 3 - 10% масс. Марганец является важным легирующим элементом в этой системе, в основном из-за того, что легирование очень большим количеством марганца стабилизирует аустенит до комнатной температуры, что может помочь в достижении целевых свойств, таких как относительное удлинение и предел текучести. Марганец, наряду с углеродом, контролируют образование карбидов на границах зерен при высокой температуре и, таким образом, контролируют горячеломкость. Если содержание марганца выше 10%, это может привести к осевой ликвации, которая вредна для пластичности стали по настоящему изобретению. Марганец, если его содержание ниже 3%, не будет стабилизироваться остаточный аустенит при комнатной температуре в достаточном количестве. Предпочтительный предел присутствия марганца составляет 4-9% и более предпочтительно 4-8%.
Содержание алюминия составляет 3,5-6,5% масс. Добавление алюминия к стали по настоящему изобретению эффективно снижает ее плотность. Алюминий является альфагенным элементом и поэтому способствует образованию феррита и, в частности, дельта-феррита. Алюминий имеет относительную плотность 2,7 и оказывает влияние на механические свойства. С увеличением содержания алюминия механическая прочность и предел упругости также увеличиваются, хотя равномерное удлинение уменьшается из-за уменьшения подвижности дислокаций. Ниже 3,5% снижение плотности из-за присутствия алюминия становится менее выгодным. Выше 6,5% присутствие феррита превышает ожидаемый предел и отрицательно влияет на настоящее изобретение. Более того, присутствие Al выше 6,5% может привести к образованию интерметаллидов, таких как Fe-Al, Fe3-Al и другие (Fe, Mn)Al интерметаллиды, которые придают изделию хрупкость, что может вызвать растрескивание стали во время холодной прокатки, а также может ухудшать твердость стали. Предпочтительно содержание алюминия будет ограничено строго менее 6,5% для предотвращения образования хрупких интерметаллических выделений, следовательно, предпочтительный предел составляет 4-6% и более предпочтительно 5-6%.
Кремний является необязательным элементом, который позволяет снизить плотность стали и эффективен в твердорастворном упрочнении. Тем не менее, его содержание ограничено 2% масс., потому что выше этого уровня этот элемент имеет тенденцию к образованию адгезивных оксидов, которые вызывают поверхностные дефекты. Присутствие поверхностных оксидов ухудшает смачиваемость стали и может привести к возникновению дефектов во время возможной операции горячего цинкования. Поэтому содержание Si предпочтительно должно быть ограничено ниже 1,5%.
Сера и фосфор являются примесями, которые охрупчивают границы зерен. Их соответствующее содержание не должно превышать 0,03% и 0,1% масс., чтобы сохранить достаточную пластичность в горячем состоянии.
Содержание азота должно быть 0,1% или менее по массе, чтобы предотвратить осаждение AlN и образование объемных дефектов (пузырей) во время затвердевания.
Ниобий может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве 0,01-0,03% масс. к стали по настоящему изобретению для обеспечения измельчения зерна. Измельчение зерна позволяет получить соответствующий баланс между прочностью и удлинением. Но ниобий имеет тенденцию замедлять рекристаллизацию во время горячей прокатки и отжига, поэтому содержание поддерживается на уровне 0,03%.
Титан может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве 0,01-0,2% масс. к стали по настоящему изобретению для измельчения зерна аналогично ниобию.
Медь может быть добавлена как необязательный элемент в количестве 0,01-2,0% масс. для повышения прочности стали и улучшения ее коррозионной стойкости. Для получения таких эффектов требуется минимум 0,01%. Однако, когда ее содержание превышает 2,0%, она может ухудшить внешний вид поверхности.
Никель может быть добавлен как необязательный элемент в количестве 0,01 - 3,0% масс. для увеличения прочности стали и улучшения ее ударной вязкости. Для получения таких эффектов требуется минимум 0,01%. Однако при его содержании выше 3,0% никель вызывает ухудшение пластичности.
Молибден является необязательным элементом, который присутствует в стали по настоящему изобретению в количестве 0-0,5% масс. Молибден играет эффективную роль в улучшении упрочняемости и твердости при добавлении в количестве не менее 0,01%. Mo также подходит для обеспечения прочности горячекатаного изделия, что упрощает его изготовление. Однако добавление молибдена чрезмерно увеличивает стоимость добавления легирующих элементов, так что по экономическим причинам его содержание ограничено 0,5%. Предпочтительный предел содержания молибдена составляет 0 - 0,4% и более предпочтительно 0-0,3%.
Содержание хрома, являющегося необязательным элементом стали по настоящему изобретению, составляет 0-0,6% масс. Хром обеспечивает прочность и упрочнение стали, но при использовании выше 0,5% ухудшает чистоту поверхности стали. Предпочтительный предел содержания хрома составляет 0,01-0,5% и более предпочтительно 0,01-0,2%.
Другие элементы, такие как церий, бор, магний или цирконий, могут быть добавлены по отдельности или совместно в следующих массовых пропорциях: Ce≤0,1%, B≤0,01, Ca≤0,005, Mg≤0,005 и Zr≤0,005. Вплоть до указанных максимальных уровней содержания эти элементы позволяют измельчать ферритное зерно в процессе затвердевания.
Кроме того, некоторые микроэлементы, такие как Sb, Sn, могут поступать в результате обработки стали. Максимальный предел, до которого эти элементы являются приемлемыми и не вредными для стали по настоящему изобретению, составляет 0,05% масс. в совокупности или по отдельности. Для стали по настоящему изобретению предпочтительно иметь содержание этих элементов как можно ниже и предпочтительно менее 0,03%.
Микроструктура стального листа согласно изобретению, включает в долях площади дельта-феррита 60-90%, альфа-феррита 1-10% и остаточного аустенита 8-30% и необязательно 0-2% каппа-выделений.
Матрица дельта-феррита присутствует в качестве первичной фазы стали по настоящему изобретению и составляет 60-90% в долях площади в стали по настоящему изобретению и предпочтительно 65-90% в долях площади и, более предпочтительно 80-90%. Дельта-феррит образуется во время затвердевания сляба из жидкого железа и обычно имеет крупный размер зерна. Дельта-феррит по настоящему изобретению предпочтительно имеет средний размер зерна менее 10 мкм и более предпочтительно менее 9 мкм. Присутствие матрицы дельта-феррита в настоящем изобретении придает стали прочность. Но присутствие дельта-феррита в настоящем изобретении выше 90% может иметь негативные последствия из-за того, что с повышением температуры растворимость углерода в феррите увеличивается. Однако углерод в твердом растворе сильно охрупчивает стали с низкой плотностью, так как снижает подвижность дислокаций, которая и без того мала из-за присутствия алюминия. Следовательно, баланс между содержанием дельта-феррита и аустенита очень важен для придания в настоящем изобретении необходимых механических свойств.
Остаточный аустенит присутствует в стали по настоящему изобретению в количестве 8-30%, где остаточный аустенит по настоящему изобретению имеет средний размер зерна 0,6-2 мкм. Предпочтительный средний размер зерна остаточного аустенита составляет 0,6 мкм - 1,2 мкм. Известно, что остаточный аустенит обладает более высокой растворимостью углерода, чем феррит, и действует как эффективная ловушка углерода. Процентное содержание углерода в аустените составляет 0,7-1,5% масс. Аустенит, присутствующий на уровне выше 30%, отрицательно влияет в условиях настоящего изобретения, ухудшая способность к отбортовке при растяжении. Аустенит влияет в настоящем изобретении весьма универсальным образом в зависимости от выбора температуры отжига и состава стали. Аустенит в настоящем изобретении демонстрирует различные функциональные возможности, такие как обеспечение формуемости и пластичности благодаря ТРИП эффекту. Предпочтительный предел содержания остаточного аустенита составляет 9-29% в долях площади.
Альфа-феррит по настоящему изобретению присутствует в количестве 1-10% в долях площади. Альфа-феррит образуется путем частичного превращения аустенита при охлаждении после горячей прокатки и после межкритического отжига и имеет средний размер зерна 0,6-1,85 мкм. Предпочтительный средний размер зерна альфа-феррита составляет 0,6-1,2 мкм. Альфа-феррит настоящего изобретения придает стали по настоящему изобретению пластичность и относительное удлинение. Предпочтительный предел содержания альфа-феррита составляет 2 - 10% в долях площади.
Каппа-выделения в изобретении определяются выделениями, стехиометрия которых представлена (Fe,Mn)3AlCx, где х строго ниже 1. Доля площади каппа- выделений может доходить до 2%. Выше 2% снижается пластичность и не достигается равномерное удлинение выше 17,5%. Кроме того, может происходить неконтролируемое выделение каппа-фазы вокруг границ зерен феррита, что увеличивает усилия при горячей и/или холодной прокатке. Предпочтительно доля площади каппа- выделений должна быть менее 1%.
В дополнение к вышеупомянутой микроструктуре микроструктура холоднокатаной и отожженной стали низкой плотности не содержит микроструктурных компонентов, таких как перлит, бейнит и мартенсит.
Стальной лист в соответствии с изобретением может быть изготовлен любым подходящим способом изготовления, и специалист в данной области техники может определить его. Однако предпочтительно использовать способ согласно изобретению, который включает следующие стадии.
Стальные листы в соответствии с настоящим изобретением предпочтительно изготавливают способом, в котором полупродукт, такой как слябы, тонкие слябы или полоса, изготовленные из стали в соответствии с настоящим изобретением, имеющей состав, описанный выше, отливают, заготовку сначала охлаждают до комнатной температуры, а затем повторно нагревают до температуры выше 1000°С, предпочтительно выше 1150°С и более предпочтительно выше 1200°С или отлитый полупродукт можно использовать непосредственно при такой температуре без промежуточного охлаждения. Полупродуктом для настоящего процесса считается сляб.
Затем повторно нагретые слябы подвергают горячей прокатке. Температура конечной горячей прокатки должна быть выше 750°C, предпочтительно выше 770°C.
После горячей прокатки полоса должна быть смотана при температуре ниже 720°С, предпочтительно 350°С-720°С, а более предпочтительно намотку осуществляют от 700°С до 400°С.
Горячекатаную стальную полосу охлаждают до комнатной температуры, а затем проводят травление или любой другой процесс удаления окалины.
Затем горячекатаную стальную полосу подвергают холодной прокатке со степенью обжатия 30-90%, предпочтительно 40-90%. После холодной прокатки холоднокатаный стальной лист отжигают путем нагрева листа до температуры отжига 840°С-1000°С, предпочтительно 850°С-975°С и более предпочтительно 850°С-925°С, при скорости нагрева, по меньшей мере, 1°С/с и предпочтительно более 3°С/с, выдерживая при такой температуре отжига в течение менее 1000 секунд и предпочтительно менее 600 секунд и охлаждая со скоростью, по меньшей мере, 3°С/с, более предпочтительно, по меньшей мере, 5°С/с и еще более предпочтительно, по меньшей мере, 10°С/с. Предпочтительно этот отжиг проводят непрерывно.
Контролируя температуру и время отжига, во время выдержки можно получить двухфазную структуру.
После такой стадии отжига стальной лист охлаждают до температуры между комнатной температурой и 480°С и могут дополнительно выдерживать при температуре 100-480°С для перестаривания в течение 1 часа или менее, предпочтительно менее 20 минут и более предпочтительно менее 10 минут. После этого его можно охладить до комнатной температуры.
После отжига на стальной лист необязательно может быть нанесено металлическое покрытие для улучшения его защиты от коррозии. Используемый процесс нанесения покрытия может быть любым процессом, адаптированным для стали по изобретению. Можно упомянуть электролитическое или физическое осаждение из паровой фазы с особым акцентом на струйное осаждение из паровой фазы. Основой металлического покрытия может быть, например, цинк или алюминий.
Покрытие на основе алюминия предпочтительно включает менее 15% Si, менее 5,0% Fe, необязательно 0,1-8,0% Mg и необязательно 0,1-30,0% Zn, остальное составляет Al.
Предпочтительно покрытие на основе цинка включает 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, остальное составляет Zn.
Примеры
Следующие тесты, примеры, иллюстративные примеры и таблицы, которые представлены в описании, не являются ограничивающими по своей природе и должны рассматриваться только в иллюстративных целях, и будут отображать преимущественные признаки настоящего изобретения.
Стальные листы, изготовленные из сталей с различным составом, представлены в таблице 1, где присутствие фосфора всегда составляет менее 100 ч/млн для всех сталей, где стальные листы приготовляют в соответствии с параметрами процесса, как указано в таблице 2, соответственно. После этого в таблице 3 представлены микроструктуры стальных листов, полученные во время испытаний, а в таблице 4 представлены результаты оценок полученных свойств.
Затем полученные образцы анализируют и соответствующие элементы микроструктуры, и механические свойства представлены соответственно в таблицах 3 и 4.
В таблице 3 представлены результаты испытаний, проведенных в соответствии со стандартами с использованием различных микроскопов, таких как EBSD (Дифракция обратно рассеянных электронов), XRD или любого другого микроскопа, для определения микроструктурного состава как стали по изобретению, так и испытаний сравнения. Доли площади дельта-феррита и альфа-феррита измеряют с помощью EBSD. Для данного образца стали EBSD-анализ не менее 4 изображений, соответствующих увеличению в 1000 раз, позволяет идентифицировать зерна феррита, их расположение и размер. Все зерна, размер зерна которых ниже значения отсечки 1,85 мкм и находятся рядом с аустенитным зерном, считают за альфа-феррит и определяют соответствующую долю площади таких зерен. Остальные зерна феррита считают за дельта-феррит и определяют соответствующую долю площади таких зерен. Средние размеры зерен дельта-феррита, остаточного аустенита и альфа-феррита также измеряют с помощью EBSD. Доля площади остаточного аустенита измеряется с помощью XRD, представлены в таблице 3.
Таблица 3
I = по изобретению; R = сравнение; подчеркнутые значения: не соответствуют изобретению.
Из приведенной выше таблицы видно, что все испытания в соответствии с изобретением соответствуют целевым показателям микроструктуры. В таблице 4 собраны механические и поверхностные свойства как стали по изобретению, так и стали сравнения.
Таблица 4: испытания механических свойств
Предел текучести YS, предел прочности при растяжении TS и равномерное удлинение UE измеряют в соответствии со стандартом ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 г. Для определения относительной плотности стали объем образца стали измеряют с помощью газовой пикнометрии с использованием гелия на одной стороне, и соответствующая масса измеряется на другой стороне. Затем можно рассчитать отношение массы к объему стали в г/см3 и далее разделить на отношение массы к объему воды при 4°C, которое составляет 1 г/см3. Полученное значение без единицы измерения является относительной плотностью стали.
I = по изобретению; R = сравнение; подчеркнутые значения: не соответствуют изобретению.
Примеры показывают, что стальные листы, согласно изобретению, являются единственными листами, обладающими всеми целевыми свойствами благодаря их специфическому составу и микроструктуре.
Изобретение относится к металлургии, а именно к стальному листу низкой плотности и с дуплексной микроструктурой, и может быть использовано для изготовления внутренних или наружных панелей транспортных средств, таких как наземные автомобили. Холоднокатаный и отожженный стальной лист низкой плотности, содержащий, мас.%: 0,12 ≤ углерода ≤ 0,25, 3 ≤ марганца ≤ 10, 3,5 ≤ алюминия ≤ 6,5, 0 ≤ фосфора ≤ 0,1, 0 ≤ серы ≤ 0,03, 0 ≤ азота ≤ 0,1, 0 ≤ кремния ≤ 2, 0,01 ≤ ниобия ≤ 0,03, 0,01 ≤ титана ≤ 0,2, 0 ≤ молибдена ≤ 0,5, 0 ≤ хрома ≤ 0,6, 0,01 ≤ меди ≤ 2,0, 0,01 ≤ никеля ≤3,0, 0 ≤ кальция ≤0,005, 0 ≤ бора ≤0,01, 0 ≤ магния ≤ 0,005, 0 ≤ циркония ≤0,005, 0 ≤ церия ≤ 0,1, остальное включает железо, стальной лист имеет микроструктуру, включающую 60-90% дельта-феррита, 8-30% остаточного аустенита, имеющего средний размер зерна 0,6-2 мкм, 1,0-10% альфа-феррита со средним размером зерна 0,6-2 мкм и 0-2% каппа-выделений (Fe,Mn)3AlCx, где x строго ниже 1. Лист имеет относительную плотность ниже 7,3 г/см3, предел прочности при растяжении по меньшей мере 600 МПа и равномерное удлинение по меньшей мере 17,5%. 4 н. и 11 з.п. ф-лы, 4 табл., 6 пр.
1. Холоднокатаный и отожжённый стальной лист с низкой плотностью 7,3 г/см3 или менее, включающий, мас.%:
0,12 ≤ углерод ≤ 0,25,
3 ≤ марганец ≤ 10,
3,5 ≤ алюминий ≤ 6,5,
0 ≤ фосфор ≤ 0,1,
0 ≤ сера ≤ 0,03,
0 ≤ азот ≤ 0,1,
и необязательно один или несколько из следующих элементов
0 ≤ кремний ≤ 2,
0,01 ≤ ниобий ≤ 0,03,
0,01 ≤ титан ≤ 0,2,
0 ≤ молибден ≤ 0,5,
0 ≤ хром ≤ 0,6,
0,01 ≤ медь ≤ 2,0,
0,01 ≤ никель ≤ 3,0,
0 ≤ кальций ≤ 0,005,
0 ≤ бор ≤ 0,01,
0 ≤ магний ≤ 0,005,
0 ≤ цирконий ≤ 0,005,
0 ≤ церий ≤ 0,1,
и остаток, включающий железо и неизбежные примеси, при этом стальной лист имеет микроструктуру, включающую в долях площади 60-90% дельта-феррита, 8-30% остаточного аустенита, имеющего средний размер зерна 0,6-2 мкм, 1,0-10% альфа-феррита со средним размером зерна 0,6-1,85 мкм и 0-2% каппа-выделений (Fe, Mn)3AlCx, где x строго менее 1.
2. Стальной лист по п. 1, в котором содержание углерода составляет 0,13-0,2 мас.%.
3. Стальной лист по п. 1 или 2, в котором содержание марганца составляет 4-9 мас.%.
4. Стальной лист по любому из пп. 1-3, в котором содержание остаточного аустенита составляет 9-29%.
5. Стальной лист по любому из пп. 1-4, в котором содержание каппа-выделений составляет 0-1%.
6. Стальной лист по любому из пп. 1-5, в котором содержание альфа-феррита составляет 2-10% и средний размер зерна составляет 0,6-1,2 мкм.
7. Стальной лист по любому из пп. 1-6, в котором стальной лист покрыт металлическим покрытием.
8. Способ изготовления холоднокатаного и отожжённого стального листа с низкой плотностью 7,3 г/см3 или менее, включающий следующие стадии:
- обеспечение сляба, состав которого соответствует любому из пп. 1-3,
- нагрев такого сляба до температуры выше 1000°С и его горячая прокатка с конечной температурой прокатки по меньшей мере 750°С с получением горячекатаного стального листа,
- намотка горячекатаного стального листа в рулон при температуре ниже 720°С,
- охлаждение указанного горячекатаного стального листа;
- травление указанного горячекатаного стального листа;
- холодная прокатка указанного горячекатаного стального листа со степенью обжатия 30-90% для получения холоднокатаного стального листа;
- отжиг указанного холоднокатаного стального листа путём нагрева стального листа от комнатной температуры до температуры отжига 840-1000С со скоростью нагрева, по меньшей мере 1 °С/с,
- затем выполнение отжига в течение менее 1000 секунд,
- затем охлаждение холоднокатаного стального листа до температуры окончания охлаждения от 480°C до комнатной температуры со скоростью охлаждения по меньшей мере 3 °C/с и необязательно выдержка холоднокатаного стального листа в диапазоне 100-480°C в течение 1-200 секунд,
- после этого охлаждение холоднокатаного стального листа до комнатной температуры для получения холоднокатаного и отожжённого стального листа низкой плотности.
9. Способ по п. 8, в котором температура отжига составляет 850-975°С.
10. Способ по п. 8 или 9, в котором температура намотки составляет 350-720°С.
11. Способ по любому из пп. 8-10, в котором время выдержки при отжиге составляет менее 600 секунд.
12. Способ по любому из пп. 8-11, в котором скорость нагрева для отжига составляет более 3 °С/с.
13. Способ по любому из пп. 8-12, дополнительно включающий стадию конечного покрытия.
14. Применение холоднокатаного и отожжённого стального листа с низкой плотностью 7,3 г/см3 или менее по любому из пп. 1-7 для изготовления конструкционных или обеспечивающих безопасность деталей транспортного средства.
15. Применение способа изготовления холоднокатаного и отожженного стального листа с низкой плотностью 7,3 г/см3 или менее по любому из пп. 8-13 для изготовления конструкционных или обеспечивающих безопасность деталей транспортного средства.
| CN 104928456 B, 25.08.2017 | |||
| CN 104928568 B, 28.07.2017 | |||
| US 20160194739 A1, 07.07.2016 | |||
| ВЫСОКОПРОЧНАЯ ЛИСТОВАЯ СТАЛЬ С ОТЛИЧНОЙ ДЕФОРМИРУЕМОСТЬЮ И СПОСОБ ЕЕ ПОЛУЧЕНИЯ | 2003 |
|
RU2322518C2 |
| ХОЛОДНОКАТАНАЯ ЛИСТОВАЯ СТАЛЬ, СПОСОБ ЕЕ ПРОИЗВОДСТВА И АВТОТРАНСПОРТНОЕ СРЕДСТВО | 2014 |
|
RU2648722C2 |
