EP0914480B1 - Verfahren zur erzeugung eines kaltgewalzten stahlbleches oder -bandes mit guter umformbarkeit - Google Patents

Verfahren zur erzeugung eines kaltgewalzten stahlbleches oder -bandes mit guter umformbarkeit Download PDF

Info

Publication number
EP0914480B1
EP0914480B1 EP97922915A EP97922915A EP0914480B1 EP 0914480 B1 EP0914480 B1 EP 0914480B1 EP 97922915 A EP97922915 A EP 97922915A EP 97922915 A EP97922915 A EP 97922915A EP 0914480 B1 EP0914480 B1 EP 0914480B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
maximum
cold
temperature
strip
hot
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.)
Expired - Lifetime
Application number
EP97922915A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP0914480A1 (de
Inventor
Ilse Heckelmann
Ullrich Heidtmann
Rolf Bode
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.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Stahl AG
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=7795967&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=EP0914480(B1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by ThyssenKrupp Stahl AG filed Critical ThyssenKrupp Stahl AG
Publication of EP0914480A1 publication Critical patent/EP0914480A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP0914480B1 publication Critical patent/EP0914480B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling

Definitions

  • the invention relates to a method for generating a with cold-rolled high-strength steel sheet or strip good formability, especially stretchability for Manufacture of pressed parts with high dent resistance.
  • the pressed parts should have a high basic material strength have and after an additional heat treatment, such as it is usually used for painting, one additional material hardening ("bake hardening") receive. This gives excellent buckling stiffness properties reached.
  • Pressed parts with high Stretch-drawing components are e.g. flat body parts in the Automotive industry, such as doors, hoods, roofs.
  • An unalloyed LC steel can be used in continuous furnaces Have aging parts in line, also as bake-hardening Steel can be produced by chemical Steel composition, cooling rate and aging condition be precisely coordinated. This The process is already being used on an industrial scale.
  • a Optimization of the generation conditions is e.g. of Hayashida et al. (T. Hayashida, M. Oda, T. Yamada, Y. Matsukawa, J. Tanaka: "Development and applications of continuous-annealed low-carbon Al-killed BH steel sheets ", Poc. Of the Symp. On High-Strength Sheet steels for the Automotive Industry, Baltimore, October 16-19, 1994, p.135).
  • low-carbon steels so-called ultra-low-carbon (ULC) steels
  • ULC ultra-low-carbon
  • the carbon content should be between 15 and 25 ppm.
  • the titanium content is adjusted to the nitrogen and sulfur contents with 48/14 N ⁇ Ti ⁇ 48 (N / 14 + S / 32).
  • the aim is to completely bind the nitrogen in titanium nitrides, but to ensure the bake-hardening effect, a small amount of carbon must remain in solution. Generation in vacuum degassing plants is necessary.
  • the advantage of this process is that there is no aging annealing, which makes it suitable for hot-dip coating systems.
  • the bake-hardening parameters determined in the tensile test after 2% pre-stretching (BH 2 value) reach approximately 40 N / mm 2 for the steels produced in this way.
  • the yield strengths are around 200 N / mm 2
  • the values for the mean vertical anisotropy (r value) are around 1.8.
  • EP 0 620 288 A1 discloses a process for producing only cold-rolled or fire-coated cold-rolled steel strip in continuous strip lines, which, in addition to being resistant to aging, has high bake-hardening properties and good deep-drawing properties due to high r values.
  • a ULC steel itself or a ULC steel is annealed with either a titanium or a niobium alloy above the Ac 3 transformation temperature, ie in the austenite area.
  • the bake-hardening values in this process reach 100 N / mm 2 .
  • An aging glow is not necessary.
  • ULC steel the steel must be manufactured in a vacuum degassing plant. Difficulties with regard to strip flatness are caused by the high annealing temperatures required in this process. A large-scale application of this method is not known.
  • processes previously used or described in the literature for the production of readily deformable cold sheet with bake-hardening properties in continuous strip systems either include the additional annealing treatment described above in the case of using a soft, unalloyed A1-soaked deep-drawing steel, which is a production in a common one Fire coating system is not allowed, or the more complex to produce ULC steels with very low carbon contents must be used.
  • the above-described methods based on ULC steels mainly include steels with yield strengths in the lower range up to 240 N / mm 2 . Due to the high average r-values (> 1.5), they are suitable for pressed parts with a high proportion of deep-drawn parts.
  • thermomechanical Rolling of Hot strip made of microalloyed structural steels steel and iron 111 (1991) No. 5, known, thermomechanically rolled To produce hot strips from low-pearlite special structural steels.
  • the hot strips are due to low alloy contents high yield strength and good cold formability characterized.
  • To influence the grain size are the Steels added to the nitrogen setting Ti and Nb. The Levels of these alloying elements are in each case well above the stoichiometric setting of the Amount of nitrogen required.
  • EP 0 432 498 B1 describes a method for Production of a high tensile strength cold-rolled steel sheet known, which a has improved stretch flanging properties.
  • the Sheet steel has to produce a uniform, fine structure contents of Nb in the range from 0.005 to 0.045%.
  • Manufactured by the known method Steel sheets have high cold-rolled condition Tensile strengths so that they can only be applied relatively high forces can be deformed. Due to their high strength, the after known methods produced sheets in particular for Manufacture of rust-resistant reinforcement elements suitable for automobiles.
  • the task is derived from this ab, a well formable, high-strength cold-rolled Steel sheet or strip in a continuous Belt plant without a subsequent aging annealing treatment manufacture aging-resistant, which also has good bake hardening properties.
  • the combination of the high basic material strength and The bake hardening potential is said to be excellent Bulge stiffness of the pressed parts.
  • the steel achieves its aging resistance through a titanium addition matched to the nitrogen content. This leads to an early complete setting of nitrogen, which as a the aging resistance severely impairing element is known.
  • the Aging tests see examples below
  • the volume fraction and however, the number of titanium carbides must never be increased be high so that the steel is used for high forming requirements necessary hardening characteristics and sufficient stretch and toughness properties has. Therefore, the amount of nitrogen should not bound nitride formers are 0.003 to 0.015% Ti. This limitation of the amount of nitride is guaranteed uniform mechanical properties that opposite process-related fluctuations in hot strip temperature control (Influencing the excretion distribution) are largely invariant.
  • the silicon content should be used for hot-dip galvanized sheet preferably to max. 0.15% may be limited.
  • the economic advantage of the method according to the invention is that the additional process step aging annealing to achieve aging resistance not applicable, although the steel composition Based on the analysis of soft, unalloyed Al-calmed (LC) steels based. Steel production can be due to this Analysis concept without complex metallurgical production processes respectively. In addition, Titan is only in small amounts needed, so the steel too with regard to the alloy additions generate is.
  • the cold strip should preferably be at a speed in Range from 5 to 10 K / s on the temperature of the recrystallization annealing be heated.
  • the recrystallizing Annealing can preferably be in line with one Hot dip galvanizing plant can be made.
  • the steel strips or sheets produced by the process according to the invention are distinguished by an initial yield point (greater than 240 N / mm 2 ) which is favorable with regard to the subsequent deformation and a high strengthening capacity in the range of small plastic expansions. Together with low values of the vertical anisotropy, which characterize a preferred flow from the thickness, pressed parts with a high stretch-drawing proportion, for example automobile outer skin parts, are the ideal area of application.
  • the strong solidification of this material which occurs even with small plastic deformations and is expressed in very high work hardening values, is an essential point for the properties of the product. The strong solidification favors the transmission of force to neighboring material areas, which prevents local premature material failure, eg constriction.
  • the material can therefore flow more evenly over the entire surface of the pressed part.
  • the small differences in the r values depending on the angle to the rolling direction have a favorable effect on uniform forming behavior. This isotropic behavior is evidenced by small values of the planar anisotropy.
  • the slabs produced by continuous casting according to the invention manufactured steels A and B, their chemical Compositions listed in Table 1 were found in reheated in a pusher furnace to temperatures of approx. 1200 ° C and to final thicknesses of 2.8 - 3.3 mm above the
  • Ar 3 temperature hot rolled Ar 3 temperature hot rolled.
  • the finish rolling and reel temperatures are shown in Table 2.
  • Two reel temperature classes were used for the strips of steels A and B: 730 ° C (steels A1 and B1) and 600 ° C (steels A2 and B2).
  • the strips were cold-rolled with degrees of deformation between 65 and 75% to thicknesses between 0.8 and 1.0 mm and then first recrystallized in a hot-dip coating plant and then hot-dip galvanized.
  • the strip temperature in the recrystallization furnace was 800 ° C.
  • the cooling rates after the recrystallizing annealing were between 10 and 50 K / s.
  • the galvanized belts were treated with 1.8% and were then free from elongation limit.
  • the BH 0 value corresponds to the increase in the lower yield strength after a heat treatment of 20 minutes at 170 ° C.
  • the size WH indicates the amount of deformation hardening when the tensile test is stretched by 2%. It is calculated by subtracting the yield strength Rp 0.2 from the measured stress at 2% deformation.
  • the size BH 2 corresponds to the increase in the lower yield strength after a heat treatment of 20 minutes at 170 ° C, measured on the 2% pre-stretched tensile test.
  • the hot-dip galvanized cold-rolled strips made of steels A and B show an almost unchanged level of the lower or upper yield strength after artificial aging of 60 minutes at 100 ° C (Table 3).
  • the extent of the yield point elongation also remains below 0.5%, which means that the aging resistance is sufficient for processing without flow figures even after long periods of storage.
  • the course of the differential (instantaneous) hardening exponent (n value) over the total strain is plotted in FIG. 1 for steel A1 (reel temperature 730 ° C.) and in FIG. 2 for steel A2 (reel temperature 600 ° C.).
  • the maxima of the differential n values are listed in Table 2; For steels A and B, they reach at least 0.170 for both reel temperature classes, and at least 0.180 for high reel temperatures.
  • the n value maximum of steels A and B is in the range of low total strains between 2 and 5%.
  • the yield strengths are approximately 50 N / mm 2 larger for the higher-coiled variants A1 and B1 than for the low-coiled variants A2 and B2, so that the starting position of the yield strength can be determined by the choice of the coiling temperature.
  • the values for the mean vertical anisotropy for the steels A1, A2, B1 and B2 according to the invention are low at 1.0-1.1.
  • the reel temperature Regardless of the reel temperature, they have isotropic properties with ⁇ r values between 0 and 0.3.
  • the work-hardening values which are a measure of the hardening by plastic deformation, are very high at approx. 50 N / mm 2 .
  • the parameters for bake hardening with or without pre-deformation in all cases reach at least 45 N / mm 2 .
  • the increase in yield strength after the painting treatment of a pressed part can be estimated by the sum WH + BH 2 .
  • At high reel temperatures (steels A1 and B1) these values are at least 100 N / mm 2 .
  • the sum WH + BH 2 with at least 60 N / mm 2 is still cheap.
  • Tables 1, 2 and 3 also list steels C to E for comparison, which, in contrast to steels A and B, either contain no titanium (steel E) or have titanium contents that are substoichiometric in relation to the nitrogen content (steels C and D with Ti / N ⁇ 3.4).
  • the increase in the lower yield strength (R e1 ) and the yield strength expansions after artificial aging are significantly higher in these comparative steels than in the steels A and B produced according to the invention.
  • the upper yield strength (deer) increases

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Lubricants (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Erzeugung eines kaltgewalzten höherfesten Stahlbleches oder -bandes mit guter Umformbarkeit, insbesondere Streckziehbarkeit zur Herstellung von Preßteilen mit hoher Beulsteifigkeit.
Die Preßteile sollen eine hohe Materialgrundfestigkeit haben und nach einer zusätzlichen Wärmebehandlung, wie sie üblicherweise beim Lackieren angewendet wird, eine zusätzliche Materialverfestigung ("Bake-hardening") erhalten. Dadurch werden hervorragende Beulsteifigkeitseigenschaften erreicht. Preßteile mit hohem Streckziehanteil sind z.B. flache Karosserieteile in der Automobilindustrie, wie Türen, Hauben, Dächer.
Bei der Herstellung von durchlaufgeglühten Al-beruhigten unlegierten Tiefziehstählen mit besonderen Umformansprüchen wird nach Abkühlung von Rekristallisationstemperatur eine zusätzliche Glühung, die sogenannte überalterungsglühung, angewendet um Alterungsbeständigkeit zu gewährleisten. Ein alterungsbeständiger Werkstoff ist dadurch gekennzeichnet, daß auch nach längeren Lagerzeiten keine nennenswerten Veränderungen der Werkstoffeigenschaften auftreten und eine fehlerfreie, fließfigurenfreie Weiterverarbeitung möglich ist. In einem Durchlaufofen kann diese Behandlung in einem Überalterungsteil der Linie erfolgen. Bei Bändern, die in einer gängigen Feuerbeschichtungsanlage erzeugt werden, muß eine anschließende externe Glühung, üblicherweise im Bund, durchgeführt werden. Der Gehalt an Kohlenstoff liegt bei den Al-beruhigten unlegierten Tiefziehstählen, auch "Lowcarbon" (LC)-Stähle genannt, im Bereich 0,02 bis 0,08%.
Vor allem für den Automobilkarosseriebau ist aus Gründen der Gewichtseinsparung der Einsatz von möglichst dünnem Blech erwünscht. Um die erforderlichen Beulsteifigkeiten trotz Dickenreduzierung der Bleche zu gewährleisten, sind höhere Festigkeiten notwendig. Hierfür finden Bake-hardening Stähle zunehmend Einsatz. Stähle mit Bake-hardening Eigenschaften zeichnen sich durch eine zusätzliche Streckgrenzensteigerung am gezogenen Bauteil aus. Diese wird dadurch erreicht, daß der Werkstoff neben der beim Pressen auftretenden Verformungsverfestigung ("Work-hardening") noch eine zusätzliche Festigkeitssteigerung beim Einbrennlackieren, dem "Bake-hardening", erfährt. Die physikalische Ursache ist eine kontrolliert ablaufende Kohlenstoffalterung. Für Bake-hardening Stähle und deren Anwendungsgebiet ist eine ausreichende Alterungsbeständigkeit für fehlerfreie Oberflächen nach dem Verpressen ebenfalls notwendig.
Ein unlegierter LC-Stahl kann in Durchlauföfen, die einen Überalterungsteil in Linie besitzen, auch als Bake-hardening Stahl erzeugt werden, indem chemische Stahlzusammensetzung, Abkühlrate und Überalterungsbedingung genau aufeinander abgestimmt werden. Dieses Verfahren wird bereits großtechnisch angewendet. Eine Optimierung der Erzeugungsbedingungen wird z.B. von Hayashida et al. (T. Hayashida, M. Oda, T. Yamada, Y. Matsukawa, J. Tanaka: "Development and applications of continuous-annealed low-carbon Al-killed BH steel sheets", Poc. of the Symp. on High-Strength Sheet steels for the Automotive Industry, Baltimore, October 16-19, 1994, p.135) beschrieben.
In anderen Verfahren zur Erzeugung von alterungsbeständigen kaltgewalzten Stählen mit Bake-hardening Eigenschaften in kontinuierlichen Bandanlagen werden niedrig gekohlte Stähle, sogenannte Ultra-low-carbon (ULC) Stähle, verwendet. N. Mizui, A. Okamoto, T. Tanioku: "Recent Development in Bake-hardenable Sheet Steel for Automotive Body Panels"; Internationale Tagung "Stahl im Automobilbau", Würzburg 24.-26.9.1990) beschreiben ein Verfahren auf Basis eines mit Titan teilstabilisierten ULC-Stahles für Feuerbeschichtungsanlagen. Der Kohlenstoffgehalt soll zwischen 15 und 25 ppm liegen. Der Titangehalt wird den Stickstoff- und Schwefelgehalten mit 48/14 N < Ti < 48 (N/14+S/32) angepaßt. Ziel ist die vollständige Abbindung des Stickstoffs in Titannitriden, wobei jedoch zur Gewährleistung des Bake-hardening Effektes eine geringe Menge an Kohlenstoff in Lösung bleiben muß. Eine Erzeugung in Vakuumentgasungsanlagen ist notwendig. Vorteil dieses Verfahrens ist der Wegfall der Überalterungsglühung, wodurch eine Eignung für Feuerbeschichtungsanlagen gegeben ist. Die im Zugversuch ermittelten Bake-hardening Kenngrößen nach 2 % Vordehnung (BH2-Wert) erreichen bei den so hergestellten Stählen cirka 40 N/mm2. Die Streckgrenzen liegen bei ca. 200 N/mm2, die Werte für die mittlere senkrechte Anisotropie (r-Wert) bei ca. 1,8.
Für die Darstellung solcher mit Titan teilstabilisierten ULC-Stähle liegen nach W. Bleck, R. Bode, 0. Maid,
L. Meyer: "Metallurgical Design of High-Strength ULC Steels", Proc. of the Symp. on High-Strength Sheet Steels for the Automotive Industry, Baltimore, October 16-19, 1994) die Titangehalte zwischen dem 0,6- und 3,4-fachen des Stickstoffgehaltes. Der Gesamtgehalt an Kohlenstoff und Stickstoff soll 50 ppm nicht überschreiten.
Die EP 0 620 288 A1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines nur kaltgewalzten oder feuerbeschichteten kaltgewalzten Stahlbandes in kontinuierlichen Bandanlagen, das neben der Alterungsbeständigkeit hohe Bake-hardening Eigenschaften und aufgrund hoher r-Werte gute Tiefzieheigenschaften besitzt. Hierbei wird ein ULC-Stahl selbst oder ein ULC-Stahl mit entweder einer Titan- oder einer Nioblegierung oberhalb der Ac3-Umwandlungstemperatur, d.h. im Austenitgebiet, geglüht. Die Bake-hardening Werte erreichen bei diesem Verfahren 100 N/mm2. Eine Überalterungsglühung ist nicht notwendig. Als ULC-Stahl muß die Stahlherstellung in einer Vakuumentgasungsanlage erfolgen. Schwierigkeiten hinsichtlich der Bandebenheit bereiten bei diesem Verfahren die notwendigen hohen Glühtemperaturen. Eine großtechnische Anwendung dieses Verfahrens ist nicht bekannt.
In Bleck et al. a.a.O. wird darauf hingewiesen, daß die Erzeugung eines alterungsbeständigen Stahles mit guten Umformeigenschaften auf Basis unlegierter LC-Stähle in kontinuierlichen Bandanlagen ohne eine Überalterung nicht möglich ist. Da der Abkühlprozeß in gängigen Feuerbeschichtungsanlagen aufgrund der Schmelztaucheinrichtung eingeschränkt ist, kann hier eine Überalterungsglühung in Linie, wie oben erwähnt, nicht stattfinden. Die Erzeugung alterungsbeständiger Stähle mit Bake-hardening-Eigenschaften in Feuerbeschichtungsanlagen beschränkt sich daher nach bisherigem Stand der Technik ausschließlich auf ULC-Stähle. Somit beinhalten bisher angewendete oder in der Literatur beschriebene Verfahren zur Herstellung von gut umförmbarem Kaltfeinblech mit Bake-hardening-Eigenschaften in kontinuierlichen Bandanlagen entweder die oben beschriebene zusätzliche Gühbehandlung für den Fall der Verwendung eines weichen unlegierten A1-beruhigten Tiefziehstahles, was eine Erzeugung in einer gängigen Feuerbeschichtungsanlage nicht erlaubt, oder es müssen die aufwendiger herzustellenden ULC-Stähle mit sehr geringen Kohlenstoffgehalten verwendet werden. Die oben beschriebenen Verfahren auf Basis der ULC-Stähle umfassen hauptsächlich Stähle mit Streckgrenzen im unteren Bereich bis 240 N/mm2. Aufgrund der hohen mittleren r-Werte (> 1,5) eignen sie sich für Preßteile mit hohem Tiefziehanteil.
Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist es aus dem Artikel "Thermomechanisches Walzen von Warmband aus mikrolegierten Baustählen", Stahl u. Eisen 111 (1991) Nr. 5, bekannt, thermomechanisch gewalzte Warmbänder aus perlitarmen Sonderbaustählen zu erzeugen. Die Warmbänder sind durch geringe Legierungsgehalte bei hohem Streckgrenzniveau und einer guten Kaltumformbarkeit gekennzeichnet. Zur Beeinflussung der Korngröße sind den Stählen zur Stickstoffabbindung Ti und Nb zugegeben. Die Gehalte dieser Legierungselemente liegen dabei jeweils deutlich oberhalb der zur stöchiometrischen Abbindung des Stickstoffs benötigten Menge.
Aus der EP 0 432 498 B1 ist schließlich ein Verfahren zur Herstellung eines eine hohe Zugfestigkeit aufweisenden kaltgewalzten Stahlblechs bekannt, welches eine verbesserte Streckbördeleigenschaft besitzt. Das Stahlblech weist zur Erzeugung eines einheitlichen, feinen Gefüges Gehalte an Nb im Bereich von 0,005 bis 0,045 % auf. Nach dem bekannten Verfahren hergestellte Stahlbleche weisen im kaltgewalzten Zustand hohe Zugfestigkeiten auf, so daß sie nur durch Aufbringen verhältnismäßig hoher Kräfte verformt werden können. Aufgrund ihrer hohen Festigkeit sind die nach dem bekannten Verfahren erzeugten Bleche insbesondere zur Herstellung von rost-beständigen Verstärkungselementen von Automobilen geeignet. Daraus leitet sich die Aufgabe ab, ein gut umformbares höherfestes kaltgewalztes Stahlblech oder -band in einer kontinuierlichen Bandanlage ohne eine nachfolgende Überalterungsglühbehandlung alterungsbeständig herzustellen, das außerdem gute Bake-hardening-Eigenschaften besitzt. Die Kombination der hohen Werkstoffgrundfestigkeit und dem Bake-hardening Potential soll zu ausgezeichneten Beulsteifigkeiten der Preßteile führen.
Zur Lösung dieser Aufgabe wird ein Verfahren zur Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlbleches oder -bandes mit guter Umformbarkeit, insbesondere Streckziehbarkeit zur Herstellung von Preßteilen mit hoher Beulsteifigkeit aus einem Stahl folgender Zusammensetzung (in Masse-%) :
  • C: 0,01 - 0,08 %,
  • Mn: 0,10 - 0,80 %,
  • Si: max. 0,60 %,
  • Al: 0,015 - 0,08 %,
  • N: max. 0,005 %,
  • Ti: 0,01 - 0,04 %, wobei der über die zur stöchiometrischen Abbindung von Stickstoff notwendige Menge hinausgehende Gehalt im Bereich von 0,003 bis 0,015 % Ti liegt,
    • ferner max. 0,15 % insgesamt eines oder mehrerer aus der Gruppe Kupfer, Vanadium, Nickel, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, einschließlich max. 0,08 % P, max. 0,02 % S,
    vorgeschlagen, bestehend aus
    • Vorwärmen der gegossenen Bramme auf eine Temperatur oberhalb von 1050 °C,
    • Warmwalzen mit einer Endtemperatur im Bereich von oberhalb Ar3 bis 950 °C,
    • Haspeln des warmgewalzten Bandes bei einer Temperatur im Bereich von 550 bis 750 °C,
    • Kaltwalzen mit einem Gesamtverformungsgrad von 40 bis 85 %,
    • rekristallisierendem Glühen des Kaltbandes bei einer Temperatur von mind. 720 °C in einem Durchlaufofen,
    • Abkühlen mit Abkühlraten von 5 bis 70 K/s und
    • abschließendem Dressieren.
    Seine Alterungsbeständigkeit erreicht der Stahl durch eine auf den Stickstoffgehalt abgestimmte Titanzugabe. Diese führt zu einer frühzeitigen vollständigen Abbindung des Stickstoffs, der als ein die Alterungsbeständigkeit stark beeinträchtigendes Element bekannt ist. In den Alterungsuntersuchungen (siehe nachfolgende Beispiele) wurde festgestellt, daß eine ausreichende Alterungsbeständigkeit dann besteht, wenn eine über die zur Stickstoffabbindung hinausgehende Menge an Titan vorhanden ist, so daß die Bildung einer Mindestmenge an Titankarbiden gewährleistet ist. Der Volumenanteil und die Zahl an Titankarbiden dürfen jedoch keinesfalls zu hoch sein, damit der Stahl die für den hohen Umformanspruch notwendige Verfestigungscharakteristik und ausreichende Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften besitzt. Daher sollte die Menge des nicht an Stickstoff gebundenen Nitridbildners 0,003 bis 0,015 % Ti liegen. Diese Begrenzung der Nitridbildnermenge gewährleistet gleichmäßige mechanische Eigenschaften, die gegenüber prozeßbedingten Schwankungen in der Warmbandtemperaturführung (Beeinflussung der Ausscheidungsverteilung) weitgehend invariant sind.
    Bei Anwendung dieses Analysenkonzeptes ist sichergestellt, daß nach Abkühlung von Rekristallisationstemperatur genügend Kohlenstoff in gelöster Form vorhanden ist, damit gute Bake-hardening Eigenschaften vorliegen.
    Der Siliziumgehalt sollte für feuerverzinktes Feinblech vorzugsweise auf max. 0,15 % begrenzt sein.
    Der wirtschaftliche Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht darin, daß der zusätzliche Prozeßschritt der Überalterungsglühung zum Erreichen der Alterungsbeständigkeit entfällt, obwohl die Stahlzusammensetzung auf Basis der Analyse weicher unlegierter Al-beruhigter (LC)-Stähle beruht. Die Stahlerzeugung kann aufgrund dieses Analysenkonzeptes ohne aufwendige metallurgische Erzeugungsverfahren erfolgen. Außerdem wird Titan nur in geringen Mengen benötigt, so daß der Stahl auch hinsichtlich der Legierungszugaben kostengünstig zu erzeugen ist.
    Das Herstellungsverfahren des Stahls umfaßt das
    • Vorwärmen der gegossenen Bramme auf eine Temperatur oberhalb von 1050 °C,
    • Warmwalzen mit einer Endtemperatur im Bereich von > Ar3 bis 950 °C,
    • Haspeln des warmgewalzten Bandes im Temperaturbereich von 550 bis 750 °C,
    • Kaltwalzen mit einem Gesamtverformungsgrad von 40 bis 85%,- Rekristallisierendes Glühen des Kaltbandes bei mindestens 720 °C in einem Durchlaufofen
    • Abkühlen mit Abkühlraten von 5 bis 70 K/s und
    • Dressieren.
    Bevorzugt soll das Kaltband mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 5 bis 10 K/s auf die Temperatur der Rekristallisationsglühung erhitzt werden. Das rekristallisierende Glühen kann bevorzugt in Linie mit einer Feuerverzinkungsanlage vorgenommen werden.
    Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Stahlbänder oder -bleche zeichnen sich durch eine im Hinblick auf die anschließende Verformung günstige Ausgangsstreckgrenze (größer 240 N/mm2) und ein hohes Verfestigungsvermögen im Bereich kleiner plastischer Dehnungen aus. Zusammen mit niedrigen Werten der senkrechten Anisotropie, die ein bevorzugtes Fließen aus der Dicke kennzeichnen, sind Preßteile mit hohem Streckziehanteil, z.B. Automobilaußenhautteile, der ideale Anwendungsbereich. Die starke Verfestigung dieses Werkstoffes, die schon bei kleinen plastischen Verformungen auftritt und sich in sehr hohen Workhardening-Werten äußert, ist ein wesentlicher Punkt für die Eigenschaften des Produktes. Die starke Verfestigung begünstigt die Kraftübertragung auf benachbarte Werkstoffbereiche, wodurch ein lokales frühzeitiges Materialversagen, z.B. Einschnürung, vermieden wird. Der Werkstoff kann somit über die gesamte Preßteilfläche gleichmäßiger fließen. Zusätzlich wirken sich die geringen Unterschiede der r-Werte in Abhängigkeit vom Winkel zur Walzrichtung günstig für ein gleichmäßiges Umformverhalten aus. Dieses isotrope Verhalten wird durch kleine Werte der planaren Anisotropie belegt.
    Beispiele
    Die über Strangguß hergestellten Brammen der erfindungsgemäß hergestellten Stähle A und B, deren chemische Zusammensetzungen in Tabelle 1 aufgeführt sind, wurden in einem Stoßofen auf Temperaturen von ca. 1200 °C wiedererwärmt und auf Enddicken von 2,8 - 3,3 mm oberhalb der
    Ar3-Temperatur warmgewalzt. Die Endwalz- und Haspeltemperaturen sind Tabelle 2 zu entnehmen. Für die Bänder der Stähle A und B wurden zwei Haspeltemperaturklassen angewendet: 730 °C (Stähle A1 und B1) und 600°C (Stähle A2 und B2). Die Bänder wurden mit Verformungsgraden zwischen 65 und 75 % auf Dicken zwischen 0,8 und 1,0 mm kaltgewalzt und anschließend in einer Feuerbeschichtungsanlage erst rekristallisierend geglüht und danach feuerverzinkt. Die Bandtemperatur im Rekristallisationsofen betrug 800 °C. Die Abkühlgeschwindigkeiten nach dem rekristallisierenden Glühen lagen zwischen 10 und 50 K/s. Die verzinkten Bänder wurden mit 1,8 % dressiert und waren danach streckgrenzendehnungsfrei.
    Tabellen 2 und 3 zeigen die im Zugversuch ermittelten mechanischen Eigenschaften und Korngrößen der Bänder A und B im Winkel von 90° zur Walzrichtung gemessen. Nur die r-Werte und die Werte für die planare Anisotropie berechnen sich wie folgt jeweils aus drei Zugproben, die in den Winkellagen 0°, 45° und 90° zur Walzrichtung entnommen wurden rm = (r0° + 2 r45° + r90°) / 4 , Δr = (r0° - 2 r45° + r90° ) / 2.
    Der BH0-Wert entspricht dem Anstieg der unteren Streckgrenze nach einer Wärmebehandlung von 20 Minuten bei 170 °C. Die Größe WH gibt die Höhe der Verformungsverfestigung bei einer Reckung der Zugprobe um 2 % an. Sie wird berechnet, indem die Streckgrenze Rp0.2 von der gemessenen Spannung bei 2 % Verformung subtrahiert wird. Die Größe BH2 entspricht dem Anstieg der unteren Streckgrenze nach einer Wärmebehandlung von 20 Minuten bei 170 °C, gemessen an der 2 % vorgereckten Zugprobe.
    Die feuerverzinkten kaltgewalzten Bänder aus den Stählen A und B zeigen nach einer künstlichen Alterung von 60 Minuten bei 100 °C ein nahezu unverändertes Niveau der unteren oder oberen Streckgrenze (Tabelle 3). Auch die Ausprägung der Streckgrenzendehnung bleibt unter 0,5 %, wodurch die Alterungsbeständigkeit für eine fließfigurenfreie Verarbeitung auch nach längeren Lagerzeiten ausreichend ist. Der Verlauf des differentiellen (momentanen) Verfestigungsexponentes (n-Wert) über der Gesamtdehnung ist in Fig. 1 für den Stahl A1 (Haspeltemperatur 730 °C) und in Fig. 2 für den Stahl A2 (Haspeltemperatur 600 °C) aufgetragen. Die Maxima der differentiellen n-Werte sind in Tabelle 2 jeweils aufgeführt; sie erreichen bei den Stählen A und B für beide Haspeltemperaturklassen mindestens 0,170, bei den hohen Haspeltemperaturen sogar mindestens 0,180. Das n-Wert-Maximum der Stähle A und B liegt im Bereich geringer Gesamtdehnungen zwischen 2 und 5 %. Die Streckgrenzen sind für die höhergehaspelten Varianten A1 und B1 ca. 50 N/mm2 größer als für die niedrig gehaspelten Varianten A2 und B2, so daß durch die Wahl der Haspeltemperatur die Ausgangslage der Streckgrenze festgelegt werden kann. Die Werte für die mittlere senkrechte Anisotropie sind für die erfindungsgemäßen Stähle A1, A2, B1 und B2 mit 1,0-1,1 gering. Unabhängig von der Haspeltemperatur besitzen sie isotrope Eigenschaften mit Δr-Werten zwischen 0 und 0,3. Bei Anwendung der hohen Haspeltemperaturen liegen die Work-hardening Werte, die ein Maß für die Verfestigung durch plastische Verformung darstellen, mit ca. 50 N/mm2 sehr hoch. Unabhängig von der Haspeltemperatur erreichen die Kenngrößen für das Bake-hardening mit oder ohne Vorverformung in allen Fällen mindestens 45 N/mm2. Der Streckgrenzenanstieg nach der Lackierbehandlung eines gepreßten Teiles kann durch die Summe WH+BH2 abgeschätzt werden. Bei den hohen Haspeltemperaturen (Stähle A1 und B1) liegen diese Werte mindestens bei 100 N/mm2. Bei den niedrigeren Haspeltemperaturen (Stähle A2 und B2) ist die Summe WH+BH2 mit mindestens 60 N/mm2 immer noch günstig.
    In den Tabellen 1, 2 und 3 sind zusätzlich Stähle C bis E zum Vergleich aufgeführt, die im Unterschied zu den Stählen A und B entweder kein Titan enthalten (Stahl E) oder Titangehalte besitzen, die bezogen auf den Stickstoffgehalt unterstöchiometrisch liegen (Stähle C und D mit Ti/N < 3.4). Die Werte des Ausgangszustandes, d.h. nicht gealtert, beziehen sich auf den ausdressierten Zustand. Der Anstieg der unteren Streckgrenze (Re1) und der Streckgrenzendehnungen nach einer künstlichen Alterung sind bei diesen Vergleichsstählen deutlich höher als bei den erfindungsgemäß hergestellten Stählen A und B. Vor allem die obere Streckgrenze (Reh) nimmt bis zu
    70 N/mm2 zu. Eine fehlerfreie Verarbeitung nach längerer Auslagerung ist bei den Stählen C bis E nicht möglich.
    Das Umformverhalten der erfindungsgemäß hergestellten Stähle A1 und B1 wurde in einem praxisnahen Großversuch anhand von formgepreßten PKW-Motorhauben umfangreich untersucht. Es wurden bezüglich Formtreue und Oberfläche der Preßteile einwandfreie Abpreßergebnisse erzielt, die auch bei der Verarbeitung nach einer Lagerzeit von 5 Monaten reproduzierbar waren.
    Stahl C Mn Si P S Al N Ti Nb Ti/N
    A 0.042 0.24 0.01 0.009 0.005 0.037 0.0028 0.016 - 5.7
    B 0.041 0.24 0.05 0.009 .0.005 0.042 0.0025 0.015 - 6.0
    C 0.050 0.25 0.01 0.009 0.010 0.030 0.0042 0.009 - 2.1
    D 0.044 0.26 0.01 0.011 0.007 0.036 0.0034 0.009 - 2.6
    E 0.031 0.23 0.01 0.010 0.011 0.039 0.0045 - - -
    Stahl Endwalztemperatur (°C) Haspeltemperatur (°C) Kallwalzgrad (%) Kallbanddicke (mm) Rpo2 (N/mm2) Rm (N/mm7) A (%) mittlerer r-Wert Δ r Korngröße in µm2
    A1 910 730 70 1.0 262 375 33 1.1 0.25 180
    A2 870 600 70 1.0 315 390 35 1.0 0.18 130
    B1 900 730 73 0.8 265 375 31 1.0 0.28 170
    B2 870 600 70 1.0 318 305 34 1.1 0.15 130
    C 870 570 61 1.5 285 373 33
    D 880 600 65 1.0 298 390 33
    E 900 760 68 0.9 232 365 32 250
    Figure 00150001

    Claims (5)

    1. Verfahren zur Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlbleches oder -bandes mit guter Umformbarkeit, insbesondere Streckziehbarkeit zur Herstellung von Preßteilen mit hoher Beulsteifigkeit aus einem Stahl folgender Zusammensetzung (in Masse-%):
      C: 0,01 - 0,08 %,
      Mn: 0,10 - 0,80 %,
      Si: max. 0,60 %,
      Al: 0,015 - 0,08 %,
      N: max. 0,005 %,
      Ti: 0,01 - 0,04 %, wobei der über die zur stöchiometrischen Abbindung von Stickstoff notwendige Menge hinausgehende Gehalt im Bereich von 0,003 bis 0,015 % Ti liegt,
      ferner max. 0,15 % insgesamt eines oder mehrerer aus der Gruppe Kupfer, Vanadium, Nickel, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, einschließlich max. 0,08 % P, max. 0,02 % S,
      bestehend aus Vorwärmen der gegossenen Bramme auf eine Temperatur oberhalb von 1050 °C,
      Warmwalzen mit einer Endtemperatur im Bereich von oberhalb Ar3 bis 950 °C,
      Haspeln des warmgewalzten Bandes bei einer Temperatur im Bereich von 550 bis 750 °C,
      Kaltwalzen mit einem Gesamtverformungsgrad von 40 bis 85 %,
      rekristallisierendes Glühen des Kaltbandes bei einer Temperatur von mind. 720 °C in einem Durchlaufofen,
      Abkühlen mit Abkühlraten von 5 bis 70 K/s und
      abschließendem Dressieren.
    2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Kaltband mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 5 bis 10 K/s auf die Temperatur der Rekristallisationsglühung erhitzt wird.
    3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das rekristallisierende Glühen des kaltgewalzten Bandes in Linie mit einer Feuerverzinkungsanlage vorgenommen wird.
    4. verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß der SiliziumGehalt auf max. 0,15 % begrenzt ist.
    5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Endwalzen bei einer Temperatur im Bereich von 870 bis 950 °C erfolgt.
    EP97922915A 1996-06-01 1997-04-26 Verfahren zur erzeugung eines kaltgewalzten stahlbleches oder -bandes mit guter umformbarkeit Expired - Lifetime EP0914480B1 (de)

    Applications Claiming Priority (3)

    Application Number Priority Date Filing Date Title
    DE19622164 1996-06-01
    DE19622164A DE19622164C1 (de) 1996-06-01 1996-06-01 Verfahren zur Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlbleches oder -bandes mit guter Umformbarkeit
    PCT/EP1997/002169 WO1997046720A1 (de) 1996-06-01 1997-04-26 Verfahren zur erzeugung eines kaltgewalzten stahlbleches oder -bandes mit guter umformbarkeit

    Publications (2)

    Publication Number Publication Date
    EP0914480A1 EP0914480A1 (de) 1999-05-12
    EP0914480B1 true EP0914480B1 (de) 2004-09-29

    Family

    ID=7795967

    Family Applications (1)

    Application Number Title Priority Date Filing Date
    EP97922915A Expired - Lifetime EP0914480B1 (de) 1996-06-01 1997-04-26 Verfahren zur erzeugung eines kaltgewalzten stahlbleches oder -bandes mit guter umformbarkeit

    Country Status (11)

    Country Link
    US (1) US6162308A (de)
    EP (1) EP0914480B1 (de)
    JP (1) JP3875725B2 (de)
    KR (1) KR20000016309A (de)
    AT (1) ATE278040T1 (de)
    BR (1) BR9709633A (de)
    CA (1) CA2251354A1 (de)
    DE (2) DE19622164C1 (de)
    ES (1) ES2229352T3 (de)
    PL (1) PL183911B1 (de)
    WO (1) WO1997046720A1 (de)

    Families Citing this family (22)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    DE19740148C1 (de) * 1997-09-12 1999-07-15 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von beulfesten einbrennlackierten Bauteilen aus alterungsempfindlichem Stahl
    FR2795741B1 (fr) * 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage
    FR2795742B1 (fr) * 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a moyen carbone calme a l'aluminium pour emballage
    FR2795740B1 (fr) * 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage
    FR2795743B1 (fr) 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a basse teneur en aluminium pour emballage
    DE10020118B4 (de) * 2000-04-22 2009-11-12 Schaeffler Kg Wälzlagerbauteil
    DE10102932C1 (de) * 2001-01-23 2002-08-22 Salzgitter Ag Verfahren zur Herstellung eines kalt gewalzten Bandes oder Bleches aus Stahl und nach dem Verfahren herstellbares Band oder Blech
    FR2820150B1 (fr) * 2001-01-26 2003-03-28 Usinor Acier isotrope a haute resistance, procede de fabrication de toles et toles obtenues
    US6635127B2 (en) * 2001-08-02 2003-10-21 Illinois Tool Works Inc. Steel strapping and method of making
    SE526120C2 (sv) 2002-03-13 2005-07-05 Avestapolarit Ab Förfarande för tillverkning av en ultrahöghållfast sträckpressad eller sträckbockad produkt av stål
    FR2845694B1 (fr) * 2002-10-14 2005-12-30 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier durcissables par cuisson, toles d'acier et pieces ainsi obtenues
    KR20060028909A (ko) * 2004-09-30 2006-04-04 주식회사 포스코 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
    DE102005058658A1 (de) * 2005-12-07 2007-06-14 Kermi Gmbh Verfahren zur Wanddickenreduzierung von Stahlheizkörpern
    US9127329B2 (en) 2010-08-31 2015-09-08 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method for hot forming a coated metal part and formed part
    UA109963C2 (uk) * 2011-09-06 2015-10-26 Катана сталь, яка затвердіває внаслідок виділення часток після гарячого формування і/або загартовування в інструменті, яка має високу міцність і пластичність, та спосіб її виробництва
    JP5618431B2 (ja) 2013-01-31 2014-11-05 日新製鋼株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
    US20140261903A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Am/Ns Calvert Llc High strength bake hardenable low alloy steel and process for manufacture thereof
    CN103276172B (zh) * 2013-05-14 2015-01-21 武汉钢铁(集团)公司 基于临界温度的低合金钢节能型轧制方法
    ES2716937T5 (en) * 2014-10-09 2025-02-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Cold rolled steel sheet and recrystallisation-annealed steel flat product and method for producing the same
    EP4339304A1 (de) 2016-09-20 2024-03-20 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum herstellen von stahlflachprodukten und stahlflachprodukt
    CN112131528B (zh) * 2020-09-10 2023-08-04 东北大学 一种钢带异步冷连轧过程张力分配设定方法
    CN112853212B (zh) * 2021-01-05 2022-06-07 广西柳钢华创科技研发有限公司 一种低成本工具柜用冷轧高强钢

    Family Cites Families (4)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    JPS5246323A (en) * 1975-10-10 1977-04-13 Nisshin Steel Co Ltd Process for producing cold rolled high tensile strength steel plate ha ving excellent flange pressed drawability
    DE3803064C2 (de) * 1988-01-29 1995-04-20 Preussag Stahl Ag Kaltgewalztes Blech oder Band und Verfahren zu seiner Herstellung
    KR0121737B1 (ko) * 1992-08-31 1997-12-04 다나까 미노루 소부 경화성, 상온 비시효성 및 가공성이 우수한 냉연강판 및 용융아연 도금 냉연강판 및 그의 제조방법
    DE19547181C1 (de) * 1995-12-16 1996-10-10 Krupp Ag Hoesch Krupp Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten, höherfesten Bandstahles mit guter Umformbarkeit bei isotropen Eigenschaften

    Also Published As

    Publication number Publication date
    JP2000514499A (ja) 2000-10-31
    ES2229352T3 (es) 2005-04-16
    DE19622164C1 (de) 1997-05-07
    PL183911B1 (pl) 2002-08-30
    KR20000016309A (ko) 2000-03-25
    US6162308A (en) 2000-12-19
    JP3875725B2 (ja) 2007-01-31
    CA2251354A1 (en) 1997-12-11
    ATE278040T1 (de) 2004-10-15
    DE59711972D1 (de) 2004-11-04
    WO1997046720A1 (de) 1997-12-11
    PL330318A1 (en) 1999-05-10
    EP0914480A1 (de) 1999-05-12
    BR9709633A (pt) 1999-08-10

    Similar Documents

    Publication Publication Date Title
    DE19622164C1 (de) Verfahren zur Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlbleches oder -bandes mit guter Umformbarkeit
    DE60116477T2 (de) Warm-, kaltgewalzte und schmelz-galvanisierte stahlplatte mit exzellentem reckalterungsverhalten
    DE60121233T2 (de) Hochfestes Kaltgewalztes Stahlblech mit hoch r-Wert, exzellenter Reckalterungseigenschaften und Alterungsbeständigkeit sowie Verfahren zur dessen Herstellung
    DE69329236T2 (de) Kaltgewalztes stahlblech mit guter einbrennhärtbarkeit, ohne kaltalterungserscheinungen und exzellenter giessbarkeit, tauchzink-beschichtetes kaltgewalztes stahlblech und deren herstellungsverfahren
    EP2553133B1 (de) Stahl, stahlflachprodukt, stahlbauteil und verfahren zur herstellung eines stahlbauteils
    EP0966547B1 (de) Verfahren zur herstellung eines bandstahles mit hoher festigkeit und guter umformbarkeit
    DE2607646C2 (de) Kaltgewalztes und geglühtes Stahlband und Stahlblech, dessen Verwendung und Verfahren zu seiner Herstellung
    DE69317470T3 (de) Hochfester, kaltgewalzter Stahlblech mit ausgezeichneten Tiefzieheigenschaften und Verfahren zu dessen Herstellung
    DE19610675C1 (de) Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
    DE69002661T2 (de) Emaillierfähige Stahlbleche und Verfahren zu ihrer Herstellung.
    DE3142403C2 (de)
    DE3046941C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs mit Zweiphasen-Struktur
    EP2094876B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten dualphasenstahl
    EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
    EP3974554A1 (de) Stahlflachprodukt mit guter alterungsbeständigkeit und verfahren zu seiner herstellung
    DE69716518T2 (de) Stahlblech mit gut aussehender Oberfläche und Beulfestigkeit nach der Verformung
    DE2324788A1 (de) Kohlenstoffarmer stahl und verfahren zu seiner herstellung
    DE69713639T2 (de) Stahl, Stahlblech mit hervorragender Bearbeitbarkeit und dessen Herstellungsverfahren durch Elektrostahlofen und Vakuumentgasung
    DE69014532T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Stahlbleches.
    DE69130555T2 (de) Hochfestes Stahleinblech zur Umformung durch Pressen und Verfahren zur Herstellung dieser Bleche
    DE69228403T2 (de) Hochfestes, kaltgewalztes, bei Raumtemperatur alterungsbeständiges, tiefziehbares Stahlblech und Herstellungsverfahren
    DE69329696T2 (de) Kaltgewalztes Stahlblech, gegebenenfalls feuerverzinkt, mit guter Einbrenn-härtbarkeit, gute Kaltalterungsbeständigkeit und Formbarkeit und Verfahrenzur Herstellung dieser Bleche
    DE1558720B1 (de) Verfahren zur herstellung eines kalt gewalzten stahlbleches mit ausgezeichneter tiefziehfaehigkeit und duktilitaet
    DE69230447T2 (de) Hochfeste,kaltgewalzte stahlplatte mit exzellenter umformbarkeit,feurverzinktes,kaltgewalztes stahlblech und verfahren zur herstellung dieser bleche
    EP1399598B1 (de) Verfahren zum herstellen von hochfesten, aus einem warmband kaltverformten stahlprodukten mit guter dehnbarkeit

    Legal Events

    Date Code Title Description
    PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

    17P Request for examination filed

    Effective date: 19980918

    AK Designated contracting states

    Kind code of ref document: A1

    Designated state(s): AT BE DE ES FR GB IT NL SE

    17Q First examination report despatched

    Effective date: 20000317

    APAB Appeal dossier modified

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS NOAPE

    APAB Appeal dossier modified

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS NOAPE

    RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

    Owner name: THYSSEN KRUPP STAHL AG

    APAD Appeal reference recorded

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS REFNE

    RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

    Owner name: THYSSENKRUPP STAHL AG

    APBT Appeal procedure closed

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNNOA9E

    GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

    GRAS Grant fee paid

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

    GRAA (expected) grant

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

    AK Designated contracting states

    Kind code of ref document: B1

    Designated state(s): AT BE DE ES FR GB IT NL SE

    REG Reference to a national code

    Ref country code: GB

    Ref legal event code: FG4D

    Free format text: NOT ENGLISH

    REF Corresponds to:

    Ref document number: 59711972

    Country of ref document: DE

    Date of ref document: 20041104

    Kind code of ref document: P

    REG Reference to a national code

    Ref country code: SE

    Ref legal event code: TRGR

    GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)

    Effective date: 20050310

    REG Reference to a national code

    Ref country code: ES

    Ref legal event code: FG2A

    Ref document number: 2229352

    Country of ref document: ES

    Kind code of ref document: T3

    ET Fr: translation filed
    PLBE No opposition filed within time limit

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

    STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

    Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

    26N No opposition filed

    Effective date: 20050630

    APAH Appeal reference modified

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSCREFNO

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: ES

    Payment date: 20080428

    Year of fee payment: 12

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: SE

    Payment date: 20080423

    Year of fee payment: 12

    Ref country code: NL

    Payment date: 20080428

    Year of fee payment: 12

    EUG Se: european patent has lapsed
    NLV4 Nl: lapsed or anulled due to non-payment of the annual fee

    Effective date: 20091101

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: NL

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20091101

    REG Reference to a national code

    Ref country code: ES

    Ref legal event code: FD2A

    Effective date: 20090427

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: ES

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20090427

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: SE

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20090427

    REG Reference to a national code

    Ref country code: FR

    Ref legal event code: PLFP

    Year of fee payment: 20

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: DE

    Payment date: 20160422

    Year of fee payment: 20

    Ref country code: GB

    Payment date: 20160422

    Year of fee payment: 20

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: BE

    Payment date: 20160426

    Year of fee payment: 20

    Ref country code: FR

    Payment date: 20160429

    Year of fee payment: 20

    Ref country code: AT

    Payment date: 20160422

    Year of fee payment: 20

    Ref country code: IT

    Payment date: 20160426

    Year of fee payment: 20

    REG Reference to a national code

    Ref country code: DE

    Ref legal event code: R071

    Ref document number: 59711972

    Country of ref document: DE

    REG Reference to a national code

    Ref country code: GB

    Ref legal event code: PE20

    Expiry date: 20170425

    REG Reference to a national code

    Ref country code: AT

    Ref legal event code: MK07

    Ref document number: 278040

    Country of ref document: AT

    Kind code of ref document: T

    Effective date: 20170426

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: GB

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF EXPIRATION OF PROTECTION

    Effective date: 20170425