DE102012006017A1 - Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl - Google Patents

Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl Download PDF

Info

Publication number
DE102012006017A1
DE102012006017A1 DE102012006017A DE102012006017A DE102012006017A1 DE 102012006017 A1 DE102012006017 A1 DE 102012006017A1 DE 102012006017 A DE102012006017 A DE 102012006017A DE 102012006017 A DE102012006017 A DE 102012006017A DE 102012006017 A1 DE102012006017 A1 DE 102012006017A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
steel
strip
temperature
cooling
content
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Withdrawn
Application number
DE102012006017A
Other languages
English (en)
Inventor
Thomas Schulz
Andreas Wedemeier
Michael Pohl
Hans-Joachim Kratz
Matthias Geler
Oliver Meyer
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
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 Salzgitter Flachstahl GmbH filed Critical Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority to DE102012006017A priority Critical patent/DE102012006017A1/de
Priority to RU2014142014A priority patent/RU2615957C2/ru
Priority to EP13717417.3A priority patent/EP2836614B1/de
Priority to US14/386,602 priority patent/US10519525B2/en
Priority to KR1020147029179A priority patent/KR102048792B1/ko
Priority to PCT/DE2013/000125 priority patent/WO2013139319A1/de
Publication of DE102012006017A1 publication Critical patent/DE102012006017A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C21D8/0284—Application of a separating or insulating coating
    • 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
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • 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
    • 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
    • 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
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl mit Mindestzgfestigkeiten von 580 MPa vorzugsweise mit Dualphasengefüge für ein kalt- oder warmgewalztes Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften, insbesondere für den Fahrzeugleichtbau, bestehend aus den Elementen (Gehalte in Masse-%): C 0,075 bis ≤ 0,105 Si 0,200 bis ≤ 0,300 Mn 1,000 bis ≤ 2,000 Cr 0,280 bis ≤ 0,480 Al 0,010 bis ≤ 0,060 P ≤ 0,020 Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,025 N ≰ 0,0100 S ≤ 0,0050 Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente. Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus diesem Stahl

Description

  • Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1.
  • Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- oder kaltgewaltzten Bandes aus einem solchen Stahl gemäß Patentanspruch 9.
  • Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit Zugfestigkeiten im Bereich von 580–900 MPa mit niedrigen Streckgrenzenverhältnissen von unter 67% zur Herstellung von Bauteilen, die eine hervorragende Umformbarkeit und Schweißeigenschaften aufweisen.
  • Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller ständig nach Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu suchen. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crashfall. Dieser Notwendigkeit versuchen die Vormaterial-Lieferanten dadurch Rechnung zu tragen, dass durch die Bereitstellung hochfester und höchstfester Stähle und die Reduzierung der Blechdicke das Gewicht der Fahrzeuge reduziert werden kann, bei gleichzeitig verbessertem Umform- und Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb.
  • Hochfeste und höherfeste Stähle ermöglichen leichtere Fahrzeugkomponenten (z. B. PKW, LKW), folgerichtig damit verbunden ist ein geringerer Kraftstoffverbrauch. Über den damit reduzierten CO2 Anteil wird die Umweltbelastung vermindert.
  • Diese Stähle müssen daher vergleichsweise hohen Anforderungen hinsichtlich ihrer Festigkeit und Duktilität, Energieaufnahme und bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, der Warm- und Kaltumformung, dem Schweißen und/oder der Oberflächenveredelung (z. B. metallisch veredelt, organisch beschichtet, lackieren) genügen.
  • Neu entwickelte Stähle müssen sich somit den Anforderungen nach der geforderten Gewichtsreduzierung, den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze, Zugfestigkeit und Bruchdehnung bei guter Umformbarkeit stellen, wie auch den Bauteilanforderungen nach hoher Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, Energieabsorption sowie Festigkeit über den Work-Hardening-Effekt und den Bake-Hardening-Effekt, aber auch verbesserter Fügeeignung in Form von z. B. verbesserte Schweißbarkeit.
  • Verbesserte Kantenrißunempfindlichkeit bedeutet erhöhte Lochaufweitung und ist durch Synonyme, wie High Hole Expansion (HHE) bzw. Low Edge Crack (LEC) bekannt.
  • Verbesserte Schweißbarkeit wird u. a. durch ein abgesenktes Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme, wie Low Carbon Equivalent (LCE) bzw. Under Peritectical (UP).
  • Im Fahrzeugbau finden daher zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase und möglicherweise eine weitere Phase mit Bainit und Restaustenit eingelagert ist. Der Bainit kann in unterschiedlichen Erscheinungsformen vorliegen.
  • Die die Stahlsorten bestimmenden Verarbeitungseigenschaften der Dualphasenstähle, wie ein sehr niedriges Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, eine starke Kaltverfestigung und eine gute Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt.
  • Mit steigender Tendenz finden auch Mehrphasenstähle Anwendung, wie Complexphasenstähle, ferritisch-bainitische Stähle, bainitische Stähle sowie martensitische Stähle, die durch unterschiedliche Gefügezusammensetzungen charakterisiert sind wie in der EN 10346 beschrieben.
  • Complexphasenstähle sind Stähle, die kleine Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen eine extreme Kornverfeinerung bewirkt wird.
  • Ferritisch-bainitische Stähle sind Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigten Ferrit enthalten.
  • Die Verfestigung der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen bewirkt.
  • Bainitische Stähle sind Stähle, die sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit. Vereinzelt können geringe Anteile anderer Phasen, wie z. B. Martensit und Ferrit, enthalten sein.
  • Martensitische Stähle sind Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Die Stahlsorte zeichnet sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse aus. Innerhalb der Gruppe der Mehrphasenstähle weisen die martensitischen Stähle die höchsten Zugfestigkeitswerte auf.
  • Zum Einsatz kommen diese Stähle u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen, sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder. Diese Tailor Rolled Blank Leichtbau-Technologie (TRB®) ermöglicht eine signifikante Gewichtsreduktion durch die belastungsangepasste Wahl der Blechdicke über die Bautenlänge.
  • Die Herstellung von TRB®s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Banddicken allerdings nicht ohne Einschränkungen, wie z. B. für die Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen, möglich. In Bereichen unterschiedlicher Banddicke, d. h. bei Vorliegen unterschiedlicher Kaltabwalzgrade, kann aufgrund eines bei den gängigen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
  • Üblicherweise werden kaltgewalzte hochfeste Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt werden die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und Abkühlgeschwindigkeit, entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.
  • Zur Einstellung des Dualphasengefüges wird das Warmband, in typischen Dicken zwischen 1,50 mm bis 4,00 mm oder Kaltband, in typischen Dicken von 0,50 mm bis 3,00 mm, im Durchlaufglühofen auf eine solche Temperatur aufgeheizt, dass sich während der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung einstellt. Gleiches gilt für die Einstellung eines Stahls mit Complexphasengefüge, martensitischem, ferritisch-bainitischem sowie rein bainitischem Gefüge.
  • In der kontinuierlichen Glühanlage findet eine spezielle Wärmebehandlung statt, wo z. B. durch vergleichsweise weiche Bestandteile, wie Ferrit bzw. bainitischer Ferrit der Stahl seine geringe Streckgrenze und durch seine harten Bestandteile, wie Martensit bzw. kohlenstoffreicher Bainit seine Festigkeit erhält.
  • Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaltbandes schmelztauchverzinkt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Verzinkungsbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen.
  • Auch beim Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
  • Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern mit z. B. aus der EP 1 113 085 A1 , EP 1 201 780 A1 und EP 0 796 928 A1 bekannten Legierungskonzepten für einen Mehrphasenstahl besteht das Problem, dass mit den dort getesteten Legierungszusammensetzungen zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, es ist aber nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist, um bei Querschnittssprüngen ohne Anpassung der Prozessparameter gleichmäßige mechanische Eigenschaften über die Bandlänge zu gewährleisten.
  • Bei dem aus der EP 0 796 928 A1 bekannten Stahl besteht zudem der Nachteil darin, dass die sehr hohen Al-Gehalte von 0,4–2,5% die Stahlherstellung über konventiorielles Stranggießen durch Makroseigerungen und Gießpulvereinschlüsse negativ beeinflussen.
  • Bei ausgeweiteten Prozessfenstern sind bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich.
  • Dies gilt neben flexibel gewalzten Bändern mit unterschiedlichen Banddicken über die Bandlänge vor allen Dingen auch bei Bändern mit unterschiedlicher Dicke und/oder unterschiedlicher Breite, die nacheinander geglüht werden müssen.
  • Eine homogene Temperaturverteilung ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufglühung dazu führen, dass z. B. das dünnere Band entweder zu langsam durch den Ofen gefahren wird und dadurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die notwendigen Gluhtemperaturen und Kühlgradienten zur Erreichung des gewünschten Gefüges nicht erreicht wird. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss mit entsprechenden Fehlleistungskosten.
  • Der entscheidende Prozessparameter ist somit die Einstellung der Geschwindigkeit bei der Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der Durchlaufglühung ist, desto größer ist somit das Prozessfenster.
  • Besonders gravierend wird das Problem eines sehr engen Prozessfensters bei der Glühbehandlung, wenn belastungsoptimierte Bauteile aus Warm- oder Kaltband hergestellt werden sollen, die über die Bandlänge und Bandbreite (z. B. durch flexibles Walzen) variierende Banddicken aufweisen.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird z. B. in der DE 100 37 867 A1 beschrieben.
  • Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte für die Gruppe der Mehrphasenstähle ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich, über die gesamte Bandlänge des Bandes gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erreichen.
  • Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus Mehrphasenstählen bekannter Zusammensetzungen weisen, wegen des zu kleinen Prozessfensters, die Bereiche mit geringerer Banddicke aufgrund der Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf oder die Bereiche mit größerer Banddicke erreichen zu geringe Festigkeiten durch zu geringe Martensitanteile. Homogene mechanisch-technologische Eigenschaften über die Bandlänge oder -breite sind mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen.
  • Das Ziel, die resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der Volumenanteile der Gefügephasen zu erreichen, hat oberste Priorität und ist deshalb nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte für Mehrphasenstähle sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb zur Lösung der vorliegenden Problematik, insbesondere bei flexibel gewalzten Bändern, ungeeignet. Mit den bekannten Legierungskonzepten sind derzeit nur Stähle einer Festigkeitsklasse mit definierten Querschnittsbereichen (Banddicke und Bandbreite) darstellbar, so dass für unterschiedliche Festigkeitsklassen und oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.
  • Stand der Technik ist, dass eine Zunahme der Festigkeit durch das mengenmäßige Steigern von Kohlenstoff und/oder Silizium und/oder Mangan und eine Zunahme der Festigkeit über die Gefügeeinstellungen und die Mischkristallverfestigung (Mischkristallhärtung) bei angepasster Temperaturführung erreicht wird.
  • Durch die Mengensteigerung der vorgenannten Elemente verschlechtern sich jedoch zunehmend die Materialverarbeitungseigenschaften, beispielsweise beim Schweißen, Umformen und Schmelztauchveredeln.
  • Bei der Stahlherstellung zeigt sich allerdings auch ein Trend zur Reduzierung des Kohlenstoff- und/oder Mangangehaltes um eine verbesserte Kaltverarbeitbarkeit sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
  • Zur Beschreibung und Quantifizierung des Kantenrissverhaltens findet der Lochaufweitungstest nach ISO 11630 als eins von mehreren möglichen Prüfverfahren Anwendung.
  • Bei entsprechend optimierten Güten erwartet der Stahlanwender höhere Werte als beim Standardmaterial. Aber auch die Schweißeignung charakterisiert durch das Kohlenstoffäquivalent, rückt weiter in den Fokus.
  • Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen. Dieses gibt dem Konstrukteur Auskunft über den Abstand zwischen einsetzender plastischer Deformation und Versagen des Werkstoffes bei quasistatischer Beanspruchung. Dementsprechend stellen niedrigere Streckgrenzenverhältnisse einen größeren Sicherheitsabstand zum Bauteilversagen dar.
  • Ein höheres Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch den Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten der einzelnen Gefügebestandteile zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.
  • Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit Mindestzugfestigkeiten von 580 MPa ist sehr vielfältig geworden und zeigt sehr große Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Phosphor, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän, wie auch in der Zugabe von Mikrolegierungen, wie Titan und Vanadium, sowie in den materialcharakterisierenden Eigenschaften.
  • Das Abmessungsspektrum ist breit und liegt im Dickenbereich von etwa 0,50 bis 4,00 mm. Es finden überwiegend Bänder bis etwa 1850 mm Anwendung, aber auch Spaltbandabmessungen, die durch Längsteilen der Bänder entstehen. Bleche bzw. Tafeln werden durch Querteilen der Bänder gefertigt.
  • Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues Legierungskonzept für einen hochfesten Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580 MPa längs und quer zur Walzrichtung, vorzugsweise mit Dualphasengefüge und einem Streckgrenzenverhältnis von weniger als 67%, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern so erweitert werden kann, dass neben Bändern mit unterschiedlichen Querschnitten auch Stahlbänder mit über Bandlänge und ggf. Bandbreite variierender Dicke, und den damit entsprechend variierenden Kaltabwalzgraden, mit möglichst homogenen mechanisch-technologischen Eigenschaften erzeugt werden können. Außerdem soll ein Verfahren zur Herstellung eines aus diesem Stahl hergestellten Bandes angegeben werden.
  • Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe gelöst durch einen Stahl mit folgenden Gehalten in Gewichts-%:
    C 0,075 bis ≤ 0,105
    Si 0,200 bis ≤ 0,300
    Mn 1,000 bis ≤ 2,000
    Cr 0,280 bis ≤ 0,480
    Al 0,010 bis ≤ 0,060
    P ≤ 0,020
    Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,025
    N ≦ 0,0100
    S ≤ 0,0050
  • Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente.
  • Der erfindungsgemäße Stahl bietet den Vorteil eines deutlich vergrößerten Prozessfensters im Vergleich zu den bekannten Stählen. Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kalt- und Warmband mit Dualphasengefüge. Somit können für durchlaufgeglühte Warm- oder Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische Eigenschaften im Band auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern gewährleistet werden.
  • Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten wie auch für Bänder mit variierender Banddicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Z. B. ist damit eine Prozessierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z. B., wie kleiner 1 mm Banddicke, 1 bis 2 mm Banddicke und 2 bis 4 mm Banddicke).
  • Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren erzeugte höherfeste Warm- oder Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Banddicken erzeugt, können aus diesem Material vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile umformtechnisch hergestellt werden.
  • Das erzeugte Material kann sowohl als Kalt- wie auch als Warmband über eine Feuerverzinkungslinie oder eine reine Durchlaufglühanlage erzeugt werden im dressierten und undressierten und auch im wärmebehandelten Zustand (Zwischenglühen).
  • Gleichzeitig besteht die Option, durch gezielte Variierung der Prozessparameter die Gefügeanteile so einzustellen, dass Stähle in unterschiedlichen Festigkeitsklassen, wie HDT580X, HCT600X und HCT780X, z. B. nach EN 10346 herstellbar sind.
  • Die mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung erzeugten Stahlbänder zeichnen sich bei der Fertigung eines Dualphasenstahles durch ein im Vergleich zum Standard deutlich breiteres Prozessfenster hinsichtlich Temperatur und Durchlaufgeschwindigkeit bei der interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung bzw. einer Glühung unterhalb des Beginn's des Zweiphasengebietes (z. B. Ac1 – zirka 20°C) im Vergleich zu den bekannten Legierungskonzepten aus (siehe 9a, 9b, 9c).
  • Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt. Abhängig von dem Gesamtprozess gibt es unterschiedliche Ansätze zur Realisierung der Wärmebehandlung.
  • Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das Band ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 15 bis 100°C/s auf eine vorherige Zwischentemperatur von 300 bis 500°C abgekühlt werden. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt abschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 bis 30°C/s.
  • Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung wie oben beschrieben wird vor dem Eintritt in das Schmelzbad angehalten und erst nach dem Austritt aus dem Bad bis zum Erreichen der Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur ergibt sich dabei eine Haltetemperatur von zirka 420 bis 470°C. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 bis 30°C/s.
  • Die zweite Variante der Temperaturführung bei der Schmelztauchveredelung beinhaltet das Halten der Temperatur für zirka 1 bis 20 s bei der Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C und ein anschließendes Wiedererwärmen auf die zur Schmelztauchveredelung benötigte Temperatur von zirka 420 bis 470°C. Das Band wird nach der Veredelung wieder auf zirka 200 bis 250°C abgekühlt. Die Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 bis 30°C/s.
  • Bei klassischen Dualphasenstählen ist neben Mangan, Chrom und Silizium auch der Kohlenstoff für die Umwandlung von Austenit zu Martensit verantwortlich.
  • Erst die erfindungsgemäße Kombination der in den angegebenen Grenzen zulegierten Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan und Chrom sowie Niob sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften von Mindestzugfestigkeiten von 580 MPa und Streckgrenzenverhaltnisse von unterhalb 67% bei gleichzeitig deutlich verbreitertem Prozessfenster bei der Duchlaufglühung.
  • Die Grundlage für das Erreichen eines breiten Prozessfensters ist die erfindungsgemäße Mikrolegierung ausschließlich mit Niob, bei Berücksichtigung der o. g. klassischen Zusammensetzung Kohlenstoff/Silizium/Mangan/Chrom, bei einem nach der Banddicke darzustellenden, abgestuften und definierten Mangangehalt.
  • Da mit zunehmendem Querschnitt bzw. Banddicke bei gleicher Breite die Geschwindigkeit in der Durchlaufglühanlage sich verringert, d. h. die damit vorhandene Zeit zur Umwandlung größer wird, muss zur Einstellung ähnlicher Gefügeanteile über den ausgewählten Dickenbereich (z. B. 0,5 bis 4,0 mm) der Mangangehalt diese Aufgabe übernehmen und die Phasenumwandlungen entsprechend verschieben, wie in 6 in den Varianten 1, 2 und 3 schematisch dargestellt.
  • Werkstoffcharakteristisch bewirkt die Zugabe von Niob eine Verzögerung der Rekristallisation bei der Glühbehandlung, dadurch wird die Austinitkorngröße stabilisiert und ein breiteres Prozessfenster bei der abschließenden Glühbehandlung erreicht.
  • Werkstoffcharakteristisch ist auch, dass durch die Zugabe von Mangan mit ansteigenden Gewichtsprozenten das Ferritgebiet zu längeren Zeiten und tieferen Temperaturen während der Abkühlung verschoben wird.
  • Die Anteile von Ferrit werden dabei durch erhöhte Anteile von Bainit je nach Prozessparameter mehr oder weniger stark reduziert.
  • Bei Versuchen hat sich gezeigt, dass allein die Mikrolegierungselementzugabe von Niob in Gehalten von 0,005 bis 0,025% ausreichend ist, um ein breites Prozessfenster und den typischerweise hierfür geforderten Zugfestigkeiten von mindestens 580 MPa für Warmband und mindestens 600 MPa für kaltnachgewalztes Warmband und Kaltband zu erreichen ist.
  • Erst durch die abgestimmte Zugabe von Mangan in den angegebenen Gehalten, als Steuerungsgröße zur Kompensierung des Querschnitteinflusses, können gleichmäßige mechanischen Kennwerte und Gefügezusammensetzungen bei unterschiedlichen Banddicken ermöglicht werden.
  • Durch die Mikrolegierung von Niob wird die zuvor beschriebene Prozessrobustheit ermöglicht. Durch die Manganvariation wird der Querschnittseinfluss im Zeit-Temperatur-Umwandlungsverhalten kompensiert.
  • Durch die Einstellung eines niedrigen Kohlenstoffgehaltes von ≤ 0,105% kann das Kohlenstoffäquivalent reduziert werden, wodurch die Schweißbarkeit verbessert und zu große Aufhärtungen beim Schweißen vermieden werden. Beim Widerstandspunktschweißen kann darüber hinaus die Elektrodenstandzeit deutlich erhöht werden.
  • Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher beschrieben. Die Mehrphasenstähle sind typischerweise chemisch so aufgebaut, dass Legierungselemente mit und auch ohne Mikrolegierungselemente kombiniert werden. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung wenn notwendig berücksichtigt.
  • Begleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind bzw. herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen.
  • Wasserstoff (H); kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengitter relativ beweglich ist und während der Fertigung verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden.
  • Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen.
  • Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed-Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als Grund genannt. Ein gleichmäßigeres Gefüge, was bei dem erfindungsgemäßen Stahl u. a. durch seine Mikrolegierung erzielt wird, vermindert die Anfälligkeit gegenüber einer Wasserstoffversprödung.
  • Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
  • Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase, bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren.
  • Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum Einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum Anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes über Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen. Bei einer feinen Ausscheidung, speziell von Aluminiumoxiden, kann hingegen auch eine Kornfeinung erfolgen.
  • Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
  • Stickstoff (N): ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Stähle mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist durch Zulegieren von Aluminium oder Titan möglich.
  • Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf ≤ 0,0100%, vorteilhaft auf ≤ 0,0090% bzw. optimal auf ≤ 0,0080% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Schwefel (S): ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefvakuumbehandlung). Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt.
  • Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z. B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilte Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung).
  • Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf ≤ 0,0050% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Phosphor (P): ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit.
  • Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300°C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen.
  • In einigen Stählen wird er allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1%) als Mikrolegierungselement verwendet. Beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free) oder auch in einigen Legierungskonzepten für Dualphasenstählen.
  • Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf ≤ 0,020% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge und dem Lösungszustand im Werkstoff ab.
  • Die Zusammenhänge können demnach durchaus vielseitig und komplex sein. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.
  • Kohlenstoff (C): gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung bis zu 2,06% wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei Dualphasenstählen für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung beträgt sein Anteil maximal 0,23%, ein Mindestwert ist nicht vorgegeben.
  • Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im α-Eisen maximal 0,02% und im γ-Eisen maximal 2,06%. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich.
  • Durch die unterschiedliche Löslichkeit werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des Austenitgebiets zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelösten Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase.
  • Kohlenstoff ist zudem erforderlich um Carbide zu bilden. Ein nahezu in jedem Stahl vorkommender Vertreter ist der Zementit (Fe3C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sondercarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075% und der maximale C-Gehalt auf 0,105% festgelegt.
  • Silizium (Si): bindet beim Vergießen Sauerstoff und vermindert somit Seigerungen sowie Verunreinigungen im Stahl. Zudem erhöht Silizium durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit und das Streckgrenzenverhältnis des Ferrits bei nur geringfügig absinkender Bruchdehnung. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der Abschreckung ermöglicht. Durch die Ferritbildung wird der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und stabilisiert. Bei höheren Gehalten stabilisiert Silizium im unteren Temperaturbereich speziell im Bereich der Bainitbildung durch Verhinderung von Carbidbildung den Austenit merklich.
  • Während des Warmwalzens kann sich bei hohen Siliziumgehalten stark haftender Zunder bilden, der die Weiterverarbeitung beeinträchtigen kann.
  • Beim kontinuierlichen Verzinken kann Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundieren und alleine oder zusammen mit Mangan filmartige Oxide bilden. Diese Oxide verschlechtern die Verzinkbarkeit durch Beeinträchtigung der Verzinkungsreaktion (Eisenlösung und Hemmschichtausbildung) beim Eintauchen des Stahlbandes in die Zinkschmelze. Dies äußert sich in einer schlechten Zinkhaftung und unverzinkten Bereichen. Durch eine geeignete Ofenfahrweise mit angepasstem Feuchtegehalt im Glühgas und/oder durch ein geringes Si/Mn-Verhältnis und/oder durch die Verwendung moderater Mengen an Silizium kann jedoch eine gute Verzinkbarkeit des Stahlbandes und eine gute Zinkhaftung sichergestellt werden.
  • Aus den vorgenannten Gründen werden der minimale Si-Gehalt auf 0,200% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,300% festgelegt.
  • Mangan (Mn): wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die α-/γ-Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen.
  • Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Dualphasenstählen ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
  • Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Silizium und Aluminium) können Manganoxide (z. B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z. B. Mn2SiO4) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen.
  • Der Mangan-Gehalt wird deshalb abhängig vom Querschnitt (Banddicke bei gleicher Bandbreite) auf 1,000 bis 2,000% festgelegt. Als vorteilhaft hat sich für einen Banddickenbereich von 0,5–1,0 mm ein Mangan-Gehalt von 1,00–1,50 Gew.%, für den Bereich 1,0–2,0 mm 1,25–1,75 Gew.% und für den Bereich 2,0–4,0 mm ein Mangan-Gehalt von 1,50–2,00 Gew.% herausgestellt.
  • Chrom (Cr): So kann einerseits Chrom in gelöster Form schon in geringen Mengen die Härtbarkeit von Stahl erheblich steigern. Andererseits bewirkt Chrom bei entsprechender Temperaturführung in Form von Chromcarbiden eine Teilchenverfestigung. Die damit verbundene Erhöhung der Anzahl von Keimstellen bei gleichzeitig gesenktem Gehalt an Kohlenstoff führt zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit.
  • In Dualphasenstählen wird durch die Zugabe von Chrom hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstarttemperatur.
  • Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Zinkbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt.
  • Chrom ist zudem ein Carbidbildner. Sollte Chrom in Carbidform vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die Chromcarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen.
  • Chrom neigt ebenfalls dazu während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche zu bilden, wodurch sich die Verzinkungsqualität verschlechtern kann.
  • Der Chrom-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,280 bis 0,480% festgelegt.
  • Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän erfolgt ähnlich wie bei Chrom zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten geschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
  • Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Zinkbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind und bewirkt durch Mischkristallverfestigung eine Festigkeitssteigerung des Ferrits.
  • Aus Kostengründen wird auf die Zugabe von Molybdän verzichtet. Der Gehalt an Molybdän wird bis auf die unvermeidbaren, stahlbegleitenden Mengen begrenzt.
  • Kupfer (Cu): Der Zusatz von Kupfer kann die Zugfestigkeit sowie die Einhärtbarkeit steigern. In Verbindung mit Nickel, Chrom und Phosphor kann Kupfer eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden, die die Korrosionsrate deutlich reduzieren kann.
  • In Verbindung mit Sauerstoff kann Kupfer an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Kupfer ist deshalb bis auf bei der Stahlherstellung unvermemdbare Mengen begrenzt.
  • Andere Legierungselemente wie z. B. Nickel (Ni) oder Zinn (Sn) sind in ihren Gehalten auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1%). Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften stark.
  • Als Mikrolegierungselemente kommen in der Regel im Eisengitter lösliche Carbid- und Nitridbildner zum Einsatz. Eine Bildung von Carbonitriden ist aufgrund der vollständigen Löslichkeit von Nitriden und Carbiden ineinander ebenfalls möglich. Die Neigung, Oxide und Sulfide zu bilden ist bei den Mikrolegierungselementen in der Regel am stärksten ausgeprägt wird aber aufgrund anderer Legierungselemente in der Regel gezielt verhindert.
  • Diese Eigenschaft kann positiv genutzt werden, indem die im Allgemeinen schädlichen Elemente Schwefel und Sauerstoff abgebunden werden können. Die Abbindung kann aber auch negative Auswirkungen haben, wenn dadurch nicht mehr genügend Mikrolegierungselemente für die Bildung von Carbiden zur Verfügung stehen.
  • Typische Mikrolegierungselemente sind Aluminium, Vanadium, Titan, Niob und Bor. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide und Nitride.
  • Aluminium (Al) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Der Sauerstoff und Stickstoff wird so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern.
  • Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren Temperaturen gebildet.
  • In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit im Dualphasenstahl. Es unterdrückt zudem die Carbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Aluminium auch als Legierungselement in Restaustenitstählen verwendet, um einen Teil des Siliziums durch Aluminium zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion als Silizium ist.
  • Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,010 bis maximal 0,060% begrenzt.
  • Niob (Nb): Neben dem oben beschriebenen Effekt auf eine Verbreiterung des Prozessfensters durch eine verzögerte Phasenumwandlung bei der Durchlaufglühung, bewirkt Niob eine starke Kornfeinung, da es am effektivsten von allen Mikrolegierungselementen eine Verzögerung der Rekristallisation bewirkt und zudem das Austenitkornwachstum hemmt.
  • Die festigkeitssteigernde Wirkung ist qualitativ höher als die von Titan einzuschätzen, ersichtlich durch den erhöhten Kornfeinungseffekt und die größere Menge an festigkeitssteigernden Teilchen (Abbindung des Titans zu TiN bei hohen Temperaturen). Niobcarbide bilden sich bei Temperaturen unterhalb von 1200°C. Bei Stickstoffabbindung mit Titan kann Niob durch Bildung von kleinen und in Hinblick auf ihre Wirkung effektiven Carbiden im unteren Temperaturbereich (kleinere Carbidgrößen) seine festigkeitssteigernde Wirkung erhöhen.
  • Ein weiterer Effekt des Niobs ist die Verzögerung der α/γ-Umwandlung und das Absenken der Martensitstarttemperatur im gelösten Zustand. Zum Einen geschieht dies durch den Solute-Drag-Effekt und zum Anderen durch die Kornfeinung. Diese bewirkt eine Festigkeitssteigerung des Gefüges und somit auch einen höheren Widerstand gegen die Volumenvergrößerung bei der Martensitbildung.
  • Prinzipiell ist das Zulegieren von Niob begrenzt bis zum Erreichen seiner Löslichkeitsgrenze. Diese begrenzt zwar die Menge an Ausscheidungen bewirkt aber beim Überschreiten vor allem eine frühe Ausscheidungsbildung mit recht groben Partikeln.
  • Die Ausscheidungshärtung kann somit vor allem bei Stählen mit geringem Kohlenstoff-Gehalt (größere Übersättigung möglich) und bei Warmumformprozessen (verformungsinduzierte Ausscheidung) effektiv wirksam werden.
  • Der Niob-Gehalt wird deshalb auf Werte zwischen 0,005 und 0,025% begrenzt, wobei die Gehalte vorteilhaft auf ≥ 0,005 bis ≤ 0,020% aus Kostengründen eingeschränkt sind.
  • Titan (Ti):
  • Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Titan nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Titan bis auf unvermeidbare, stahlbegleitende Mengen begrenzt.
  • Vanadium (V):
  • Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Vanadium nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Vanadium bis auf unvermeidbare, stahlbegleitende Mengen begrenzt.
  • Bor (B):
  • Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Bor nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Bor bis auf unvermeidbare, stahlbegleitende Mengen begrenzt.
  • Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde herausgefunden, dass mit dem vorliegenden Legierungskonzept durch eine austenitisierende Glühung eines Warmbandes über Ac3 ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580 MPa erreicht werden kann.
  • Mit einer interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung wurde ein Mehrphasenstahlband mit Dualphasengefüge in einer Dicke von 0,50 bis 4,00 mm erzeugt, welches sich durch eine große Toleranz gegenüber Prozessschwankungen auszeichnete.
  • Damit liegt ein deutlich aufgeweitetes Prozessfenster für die erfindungsgemäße Legierungszusammensetzung im Vergleich zu bekannten Legierungskonzepten vor.
  • Die Glühtemperaturen für das zu erzielende Dualphasengefüge liegen für den erfindungsgemäßen Stahl zwischen zirka 700 und 950°C, damit wird so je nach Temperaturbereich ein rekristallisiertes (Einphasengebiet), teilaustenitisches (Zweiphasengebiet) bzw. ein vollaustenitisches Gefüge (Austenitgebiet) erreicht.
  • Die Versuche zeigen, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. der austenitisierenden Glühung über Ac3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung, auch nach einem weiteren Prozessschritt ”Schmelztauchveredelung” bei Temperaturen zwischen 420 bis 470°C beispielsweise bei Z (Zink) und ZM (Zink-Magnesium) erhalten blieben.
  • Das schmelztauchveredelte Material kann sowohl als Warmband, als auch als kalt nachgewalztes Warmband bzw. Kaltband im dressierten (kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand gefertigt werden.
  • Stahlbänder, vorliegend als Warmband, kaltnachgewalztes Warmband bzw. Kaltband aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung zeichnen sich außerdem bei der Weiterverarbeitung durch einen hohen Widerstand gegen kantennahe Rissbildung aus.
  • Die geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes, längs und quer zu seiner Walzrichtung, sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz, der dadurch quer, längs und diagonal zur Walzrichtung erfolgen kann.
  • Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Ac3 und Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt.
  • Weitere Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen. Es zeigen:
  • 1: schematisch die Prozesskette für die Herstellung des erfindungsgemäßen Stahles
  • 2: Ergebnisse eines Lochaufweitungsversuches (Blechdicke 2,50 mm) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl (Variante 1) gegenüber dem Stand der Technik
  • 3: Beispiele für analytische Unterschiede des erfindungsgemäßen Stahls gegenüber der Standardgüte, die den Stand der Technik beispielhaft darstellt
  • 4a: Beispiele für mechanische Kennwerte (quer und längs zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls im Vergleich zur Standardgüte, die den Stand der Technik in der Festigkeitsklasse HCT600X beispielhaft darstellt
  • 4b: Regressionsberechnungen für mechanische Kennwerte quer zur Walzrichtung des erfindungsgemäßen Stahls Variante 1, 2 und 3
  • 4c: Beispiel für mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls (Variante 1) im Vergleich zur Standardgüte, die den Stand der Technik in der Festigkeitsklasse HCT780X für Banddicke < 1 mm beispielhaft darstellt
  • 4d: Beispiel für mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls Variante 1 in der Festigkeitsklasse HDT580X für Banddicke 2,50 mm
  • 5: schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen, beispielhaft für Erfindung Variante 1
  • 6: schematisches ZTU-Diagramm für den erfindungsgemäßen Stahl mit den Varianten 1,2 und 3
  • 7: mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) bei Variation der Abwalzgrade (beispielhaft Variante 1)
  • 8: Übersicht über die mit dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept (beispielhaft für Variante 3) einstellbaren Festigkeitsklassen
  • 9a: Temperatur-Zeit-Kurve (schematisch, Verfahren 1)
  • 9b: Temperatur-Zeit-Kurve (schematisch, Verfahren 2)
  • 9c: Temperatur-Zeit-Kurve (schematisch, Verfahren 3)
  • 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung des erfindungsgemäßen Stahles. Dargestellt sind die unterschiedlichen die Erfindung betreffenden Prozessrouten. Bis zur Position 5 (Beize) ist die Prozessroute für alle erfindungsgemäßen Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Prozessrouten. Beispielsweise kann das gebeizte Warmband verzinkt werden oder kaltgewalzt und verzinkt werden. Oder es kann weichgeglüht kaltgewalzt und verzinkt werden.
  • 2 zeigt Ergebnisse eines Lochaufweitungsversuches (relative Werte im Vergleich). Dargestellt sind die Ergebnisse der Lochaufweitungstests für einen erfindungsgemäßen Stahl (Variante 1, siehe 3) im Vergleich zu den Standardgüten, als Referenz dient die Standardgüte Prozess 1. Alle Werkstoffe haben eine Blechdicke von 2,50 mm. Die Ergebnisse gelten für den Test nach ISO 16630. Es ist zu sehen, dass die erfindungsgemäßen Stähle bessere Aufweitungswerte bei gestanzten Löchern erzielen als die Standardgüten mit gleicher Prozessierung. Der Prozess 1 entspricht hierbei einer Glühung beispielsweise an einer Feuerverzinkung mit kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in 9b beschrieben ist. Der Prozess 2 entspricht beispielsweise einer Prozessführung in einer Durchlaufglühanlage, wie er in 9c beschrieben ist. Zudem kann hier mittels Induktionsofen ein Wiederaufheizen des Stahls optional direkt vor dem Zinkbad erreicht werden. Durch die unterschiedlichen erfindungsgemäßen Temperaturführungen innerhalb der genannten Spannbreite ergeben sich voneinander unterschiedliche Kennwerte bzw. auch unterschiedliche Lochaufweitungsergebnisse, die für beide Prozesse im Vergleich zu den Standardgüten deutlich verbessert sind. Prinzipieller Unterschied sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der nachgeschalteten Abkühlung.
  • 3 zeigt die maßgeblichen Legierungselemente des erfindungsgemäßen Stahls gegenüber der Standardgüte, die den Stand der Technik beispielhaft darstellt. Bei dem Vergleichsstahl (Standardgüte), der dem Stand der Technik entspricht, liegt der hauptsächliche Unterschied im Kohlenstoffgehalt, der im überperitektischen Bereich liegt, aber auch in den Elementen Silizium, Mangan und Chrom. Darüber hinaus ist die Standardgüte Phosphor-mikrolegiert. Die erfindungsgemäßen Stähle sind Niob-mikrolegiert und weisen einen deutlich erhöhten Mangan-Gehalt auf.
  • 4a: zeigt die mechanischen Kennwerte quer und längs zur Walzrichtung des erfindungsgemäßen Stahls, beispielhaft in seinen Variante 1, 2 und 3, im Vergleich mit der Standardgüte, die den Stand der Technik beispielhaft darstellt. Alle Kennwerte, die durch Glühung im Zweiphasengebiet erzielt wurden, entsprechen der normativen Vorgabe eines HCT600X.
  • 4b: zeigt die mechanischen Kennwerte quer zur Walzrichtung des erfindungsgemäßen Stahls, beispielhaft in seinen Varianten 1, 2 und 3, die über eine Regressionsberechnung ermittelt wurde.
  • Dargestellt sind die mechanischen Kennwerte in Abhängigkeit von der banddickenbezogenen Mangangehaltvariationen (Erfindung Variante 1, 2 und 3).
  • Alle Kennwerte entsprechen der normativen Vorgabe. Das Streckgrenzenverhältnis ist für alle Varianten deutlich unter 67%.
  • 4c: zeigt die mechanischen Kennwerte quer zur Walzrichtung und die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls, in seiner Variante 1, bei einer Materialdicken von 0,77 mm und einer Glühung unterhalb des Beginns des Zweiphasengebietes (z. B. Ac1 – zirka 20°C) im Vergleich mit der Standardgüte, die den Stand der Technik beispielhaft darstellt. Alle Kennwerte entsprechen der normativen Vorgabe eines HCT780X, also der nächst höheren Festigkeitsklasse bezogen auf den HCT600X.
  • 4d: zeigt die mechanischen Kennwerte quer zur Walzrichtung und die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls (Variante 1) bei einer Materialdicke von 2,50 mm und einer Glühung oberhalb Ac3. Alle Kennwerte entsprechen der normativen Vorgabe eines HDT580X.
  • 5: zeigt schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen von Bändern aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung. Dargestellt ist die zeit- und temperaturabhängige Umwandlung für den Warmwalzprozess als auch für eine Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen, beispielhaft für die Variante 1.
  • 6: zeigt ein schematisches ZTU-Diagramm für den erfindungsgemäßen Stahl, differenziert nach den Variante 1, 2 und 3. Hierin ist das ermittelte ZTU Diagramm mit der entsprechenden chemischen Zusammensetzung (Variation ausschließlich von Gehalten an Mangan) und der Ac1 und Ac3 Temperatur dargestellt. Durch Einstellung entsprechender Temperatur-Zeit-Verläufe bei der Abkühlung lässt sich vorteilhaft ein breites Spektrum an Gefügezusammensetzungen im Stahlwerkstoff einstellen. Besonderes Interesse liegt hierbei auf der Verschiebung der Ferritnase, Perlitnase und Bainitnase zu späteren Zeiten bei der gestaffelten Zunahme der Mangangehalte. Hierdurch wird das Potenzial ermöglicht, bei einer von der Banddicke abhängigen Anlagengeschwindigkeit, über das gesamte betrachtete Dickenspektrum ähnliche Gefügeanteile einzustellen.
  • 7: zeigt die mechanischen Kennwerte längs zur Walzrichtung mit gleichen Parametern durchlaufgeglühter Bänder bei Variation der Abwalzgrade bzw. unterschiedlicher Banddicke bei beispielhafter Betrachtung der Variante 1. Dargestellt sind die Kennwerte Zugfestigkeit, Dehngrenze und Bruchdehnung in Abhängigkeit ausgewählter Abwalzgrade. Allein die Zugfestigkeit steigt mit zunehmendem Abwalzgrad an. Alle Werte bis 30% Abwalzgrad liegen im Bereich der Norm für einen HCT600X.
  • Höhere Abwalzgrade (größer 75%) führen zum Stahlsortensprung in Richtung HCT780X, mit Mindestfestigkeiten von 780 MPa.
  • 8: zeigt eine Übersicht über die mit dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept (Variante 1) einstellbaren Festigkeitsklassen. Die eingesetzte Legierungszusammensetzung entspricht der in der 3 gezeigten. Dargestellt sind die unterschiedlich prozessierten Stahlbänder mit ihren Kennwerten längs zur Walzrichtung und Gefügezusammensetzungen. Deutlich wird hieraus die Bandbreite an einstellbaren Festigkeitsklassen für Warm- und Kaltband mit den sich ergebenden Gefügebestandteilen abhängig von den durchgeführten Prozessschritten und den eingestellten Prozessparametern.
  • Die 9 zeigen schematisch die Temperatur-Zeit-Verläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung mit drei verschiedenen Varianten und jeweils verschiedenen Austenitisierungsbedingungen entsprechend der angemeldeten Ansprüche zum Verfahren.
  • Das Verfahren 1 (9a) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten kalt- oder warmgewalzten Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wir das Band auf eine Temperatur im Bereich von zirka 700 bis 950°C aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C abgekühlt. Auf die Darstellung einer zweiten Zwischentemperatur (zirka 300 bis 500°C) wird in dieser schematischen Darstellung verzichtet. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt bzw. die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s wird bis auf Raumtemperatur beibehalten.
  • Das Verfahren 2 (9b) zeigt den Prozess gemäß Verfahren 1, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes zum Zwecke einer Schmelztauchveredelung kurzzeitig beim Durchlaufen des Schmelztauchgefäßes unterbrochen, um anschließend die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C fortzusetzen. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt.
  • Das Verfahren 3 (9c) zeigt ebenfalls den Prozess gemäß Verfahren 1 bei einer Schmelztauchveredelung, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes durch eine kurze Pause (zirka 1 bis 20 s) bei einer Zwischentemperatur im Bereich von zirka 200 bis 250°C unterbrochen und bis auf die Temperatur, die zum Schmelztauchveredeln notwendig ist (zirka 420 bis 470°C) wieder erwärmt. Anschließend wird das Stahlband wieder bis zu einer Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C gekühlt. Mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 und 30°C/s erfolgt bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft die abschließende Kühlung des Stahlbandes.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • EP 1113085 A1 [0025]
    • EP 1201780 A1 [0025]
    • EP 0796928 A1 [0025, 0026]
    • DE 10037867 A1 [0032]
  • Zitierte Nicht-Patentliteratur
    • EN 10346 [0012]
    • ISO 11630 [0039]
    • EN 10346 [0052]
    • ISO 16630 [0155]

Claims (16)

  1. Hochfester Mehrphasenstahl mit Mindestzgfestigkeiten von 580 MPa vorzugsweise mit Dualphasengefüge für ein kalt- oder warmgewalztes Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften, insbesondere für den Fahrzeugleichtbau, bestehend aus den Elementen (Gehalte in Masse-%): C 0,075 bis ≤ 0,105 Si 0,200 bis ≤ 0,300 Mn 1,000 bis ≤ 2,000 Cr 0,280 bis ≤ 0,480 Al 0,010 bis ≤ 0,060 P ≤ 0,020 Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,025 N ≦ 0,0100 S ≤ 0,0050 Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente.
  2. Stahl nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt ≥ 1,000 ≤ 1,500% bei Banddicken 0,50–1,00 mm beträgt.
  3. Stahl nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt ≥ 1,250 ≤ 1,750% bei Banddicken 1,00–2,00 mm beträgt.
  4. Stahl nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt ≥ 1,500 ≤ 2,000% bei Banddicken 2,00–4,00 mm beträgt.
  5. Stahl nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass Zur Erreichung einer Mindestzugfestigkeit von 780 MPa der Mn-Gehalt ≥ 1,500 ≤ 2,000% bei Banddicken 0,50–1,00 mm beträgt.
  6. Stahl nach den Ansprüchen 1–4 dadurch gekennzeichnet, dass der Nb-Gehalt ≤ 0,020% beträgt.
  7. Stahl nach einem der Ansprüche 1–5 dadurch gekennzeichnet, dass der N-Gehalt ≤ 0,0090% beträgt.
  8. Stahl nach einem der Ansprüche 1–5 dadurch gekennzeichnet, dass der N-Gehalt ≤ 0,0080% beträgt.
  9. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem Stahl hergestellt nach einem der Ansprüche 1 bis 7 bei dem das geforderte Dualphasengefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird dadurch gekennzeichnet, dass das kalt- oder warmgewalzte Stahlband in dem Durchlaufglühofen auf eine Temperatur im Bereich von zirka 700 bis 950°C aufgeheizt und dass das geglühte Stahlband anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zu einer ersten Zwischentemperatur von zirka 300 bis 500°C, folgend mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zu einer zweiten Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C abgekühlt, anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 bis 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt oder die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s von der ersten Zwischentemperatur bis auf Raumtemperatur beibehalten wird.
  10. Verfahren nach Anspruch 9 dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließenden Kühlen die Kühlung vor dem Eintreten in das Schmelzbad angehalten und nach der Schmelztauchveredelung die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C fortgesetzt, und anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt wird.
  11. Verfahren, nach Anspruch 9 dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließenden Kühlen auf die Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C vor dem Eintreten in das Schmelzbad die Temperatur für zirka 1 bis 20 s gehalten und anschließend das Stahlband auf die Temperatur von zirka 420 bis 470°C wieder erwärmt wird und nach erfolgter Schmelztauchveredlung eine Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zur Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C erfolgt und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 und 30°C/s an Luft bis zur Raumtemperatur abgekühlt wird.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11 dadurch gekennzeichnet, dass zur Erreichung einer Mindestzugfestigkeit von 780 MPa ein Stahlband nach Anspruch 5 unterhalb des Umwandlungspunktes Ac1 wärmebehandelt wird.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11 dadurch gekennzeichnet, dass zur Erreichung einer Mindestzugfestigkeit von 780 MPa ein Stahlband nach Anspruch 5 mit Kaltabwalzgraden größer 75% zwischen Ac1 und Ac3 wärmebehandelt wird.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11 dadurch gekennzeichnet, dass durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit an unterschiedliche Banddicken im Zuge der Wärmebehandlung vergleichbare Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder eingestellt werden.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 14 dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung dressiert wird.
  16. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 9 bis 15 dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung streckbiegegerichtet wird.
DE102012006017A 2012-03-20 2012-03-20 Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl Withdrawn DE102012006017A1 (de)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102012006017A DE102012006017A1 (de) 2012-03-20 2012-03-20 Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
RU2014142014A RU2615957C2 (ru) 2012-03-20 2013-02-27 Высокопрочная многофазная сталь и способ изготовления полосы из этой стали
EP13717417.3A EP2836614B1 (de) 2012-03-20 2013-02-27 Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
US14/386,602 US10519525B2 (en) 2012-03-20 2013-02-27 High strength multi-phase steel, and method for producing a strip from said steel
KR1020147029179A KR102048792B1 (ko) 2012-03-20 2013-02-27 고강도 다상 강, 및 상기 강으로부터 강판을 생산하는 방법
PCT/DE2013/000125 WO2013139319A1 (de) 2012-03-20 2013-02-27 Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102012006017A DE102012006017A1 (de) 2012-03-20 2012-03-20 Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE102012006017A1 true DE102012006017A1 (de) 2013-09-26

Family

ID=48142581

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE102012006017A Withdrawn DE102012006017A1 (de) 2012-03-20 2012-03-20 Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10519525B2 (de)
EP (1) EP2836614B1 (de)
KR (1) KR102048792B1 (de)
DE (1) DE102012006017A1 (de)
RU (1) RU2615957C2 (de)
WO (1) WO2013139319A1 (de)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016100648A1 (de) * 2015-12-23 2017-06-29 Benteler Automobiltechnik Gmbh Wärmebehandlungsofen sowie Verfahren zur Wärmebehandlung einer vorbeschichteten Stahlblechplatine und Verfahren zur Herstellung eines Kraftfahrzeugbauteils
RU2682913C2 (ru) * 2014-11-18 2019-03-22 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Сверхвысокопрочная, закаливающаяся на воздухе, многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения полос указанной стали
DE102020203564A1 (de) 2020-03-19 2021-09-23 Sms Group Gmbh Verfahren zum Herstellen eines gewalzten Mehrphasenstahlbandes mit Sondereigenschaften
DE102020110319A1 (de) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu
WO2021213647A1 (de) 2020-04-22 2021-10-28 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102014017273A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
CN104551441A (zh) * 2014-11-27 2015-04-29 宝山钢铁股份有限公司 一种含v的超高强气体保护焊丝及其制造方法
DE102015116186A1 (de) * 2015-09-24 2017-03-30 Thyssenkrupp Ag Halbzeug und Verfahren zur Herstellung einer Fahrzeugkomponente, Verwendung eines Halbzeugs und Fahrzeugkomponente
KR102158631B1 (ko) * 2016-08-08 2020-09-22 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
RU2691809C1 (ru) * 2018-05-25 2019-06-18 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства толстолистового высокопрочного износостойкого проката (варианты)
RU2690076C1 (ru) * 2018-12-18 2019-05-30 Публичное акционерное общество "Северсталь" Листовой прокат и способ его получения
CN111695271B (zh) * 2020-06-29 2023-07-25 武汉钢铁有限公司 一种钢坯表面金属在塑性变形中的追踪方法
CN113862580A (zh) * 2021-09-08 2021-12-31 唐山不锈钢有限责任公司 一种590MPa级冷轧双相钢用热轧钢带及其生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03277743A (ja) * 1990-03-27 1991-12-09 Kawasaki Steel Corp 超高張力冷延鋼板およびその製造法
EP0796928A1 (de) 1996-03-19 1997-09-24 Thyssen Stahl Aktiengesellschaft Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE10037867A1 (de) 1999-08-06 2001-06-07 Muhr & Bender Kg Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes
EP1113085A1 (de) 1999-12-17 2001-07-04 Sidmar N.V. Verfahren zum Herstellen von kaltgewalzten metallbeschichteten Stahlprodukte mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit, und dabei erhaltene Produkte
EP1201780A1 (de) 2000-04-21 2002-05-02 Nippon Steel Corporation Stahlblech mit hervorragender gratbearbeitbarkeit bei gleichzeitiger hoher ermüdungsfestigeit und verfahren zu dessen herstellung

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA948530A (en) * 1969-12-30 1974-06-04 Bunichiro Kawasaki Method and apparatus for producing low carbon cold-rolled steel
JPS54163719A (en) * 1978-06-16 1979-12-26 Nippon Steel Corp Production of high tensile strength * low yield ratio and high extensibility composite textured steel panel with excellent workability
DE19936151A1 (de) * 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
WO2002079526A1 (fr) 2001-03-29 2002-10-10 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Tube en acier a haute resistance pour coussin d'air et procede pour la production de ce tube
EP1288322A1 (de) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. Ultrahochfester Stahl, Produkt aus diesem Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung
JP4156889B2 (ja) * 2001-10-03 2008-09-24 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板およびその製造方法
FR2830260B1 (fr) * 2001-10-03 2007-02-23 Kobe Steel Ltd Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci
RU2256707C1 (ru) * 2004-07-15 2005-07-20 Липецкий государственный технический университет Способ производства стали с однородными свойствами
DE102004053620A1 (de) * 2004-11-03 2006-05-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester, lufthärtender Stahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
MXPA05008339A (es) 2005-08-04 2007-02-05 Tenaris Connections Ag Acero de alta resistencia para tubos de acero soldables y sin costura.
DE102006054300A1 (de) * 2006-11-14 2008-05-15 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester Dualphasenstahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
ES2387040T3 (es) * 2007-08-15 2012-09-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acero de doble fase, producto plano de un acero de doble fase de este tipo y procedimiento para la fabricación de un producto plano
WO2009119751A1 (ja) * 2008-03-27 2009-10-01 新日本製鐵株式会社 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法
CN101621006B (zh) * 2008-07-03 2011-01-12 中芯国际集成电路制造(上海)有限公司 利用锗预非晶处理来形成p-型轻度掺杂的漏极区的方法
US8128762B2 (en) * 2008-08-12 2012-03-06 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet superior in formability
JP4853575B2 (ja) 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5740847B2 (ja) * 2009-06-26 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US20110000864A1 (en) * 2009-07-06 2011-01-06 Moore Lela K Cookware Holder and Method
US9822422B2 (en) * 2009-09-24 2017-11-21 Ati Properties Llc Processes for reducing flatness deviations in alloy articles
DE102011117572A1 (de) 2011-01-26 2012-08-16 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester Mehrphasenstahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03277743A (ja) * 1990-03-27 1991-12-09 Kawasaki Steel Corp 超高張力冷延鋼板およびその製造法
EP0796928A1 (de) 1996-03-19 1997-09-24 Thyssen Stahl Aktiengesellschaft Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE10037867A1 (de) 1999-08-06 2001-06-07 Muhr & Bender Kg Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes
EP1113085A1 (de) 1999-12-17 2001-07-04 Sidmar N.V. Verfahren zum Herstellen von kaltgewalzten metallbeschichteten Stahlprodukte mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit, und dabei erhaltene Produkte
DE69908151T2 (de) * 1999-12-17 2004-03-11 Sidmar N.V. Verfahren zum Herstellen von kaltgewalzten metallbeschichteten Stahlprodukte mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit, und dabei erhaltene Produkte
EP1201780A1 (de) 2000-04-21 2002-05-02 Nippon Steel Corporation Stahlblech mit hervorragender gratbearbeitbarkeit bei gleichzeitiger hoher ermüdungsfestigeit und verfahren zu dessen herstellung
EP1201780B1 (de) * 2000-04-21 2005-03-23 Nippon Steel Corporation Stahlblech mit hervorragender gratbearbeitbarkeit bei gleichzeitiger hoher ermüdungsfestigeit und verfahren zu dessen herstellung

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
EN 10346
ISO 11630
ISO 16630

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2682913C2 (ru) * 2014-11-18 2019-03-22 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Сверхвысокопрочная, закаливающаяся на воздухе, многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения полос указанной стали
DE102016100648A1 (de) * 2015-12-23 2017-06-29 Benteler Automobiltechnik Gmbh Wärmebehandlungsofen sowie Verfahren zur Wärmebehandlung einer vorbeschichteten Stahlblechplatine und Verfahren zur Herstellung eines Kraftfahrzeugbauteils
DE102016100648B4 (de) * 2015-12-23 2018-04-12 Benteler Automobiltechnik Gmbh Wärmebehandlungsofen sowie Verfahren zur Wärmebehandlung einer vorbeschichteten Stahlblechplatine und Verfahren zur Herstellung eines Kraftfahrzeugbauteils
US10526677B2 (en) 2015-12-23 2020-01-07 Benteler Automobiltechnik Gmbh Heat treatment furnace and method for heat treatment of a pre-coated steel sheet blank and method for production of a motor vehicle part
DE102020203564A1 (de) 2020-03-19 2021-09-23 Sms Group Gmbh Verfahren zum Herstellen eines gewalzten Mehrphasenstahlbandes mit Sondereigenschaften
DE102020110319A1 (de) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu
WO2021213647A1 (de) 2020-04-22 2021-10-28 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Also Published As

Publication number Publication date
US20150034215A1 (en) 2015-02-05
RU2615957C2 (ru) 2017-04-11
EP2836614A1 (de) 2015-02-18
KR102048792B1 (ko) 2019-11-26
KR20140138990A (ko) 2014-12-04
US10519525B2 (en) 2019-12-31
RU2014142014A (ru) 2016-05-10
WO2013139319A1 (de) 2013-09-26
EP2836614B1 (de) 2019-09-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE102012002079B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
EP2836614B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3027784B1 (de) Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP2864517B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa
EP2668302B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften
EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
EP3320120A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus
EP3221478B1 (de) Warm- oder kaltband aus einem hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltgewalzten stahlbandes aus dem hohfesten lufthärtenden mehrphasenstahl
EP3221483B1 (de) Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3724359A1 (de) Hochfestes, warmgewalztes stahlflachprodukt mit hohem kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem bake-hardening potential, ein verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
EP3692178B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl
WO2024068957A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem hochfesten mehrphasenstahl und entsprechendes stahlband
WO2022207913A1 (de) Stahlband aus einem hochfesten mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines derartigen stahlbandes
EP4136265A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes mit einem mehrphasengefüge und stahlband hierzu

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed
R120 Application withdrawn or ip right abandoned