EP1699582B1 - Verfahren zum erzeugen von warmbändern aus leichtbaustahl - Google Patents

Verfahren zum erzeugen von warmbändern aus leichtbaustahl Download PDF

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EP1699582B1
EP1699582B1 EP04802997.9A EP04802997A EP1699582B1 EP 1699582 B1 EP1699582 B1 EP 1699582B1 EP 04802997 A EP04802997 A EP 04802997A EP 1699582 B1 EP1699582 B1 EP 1699582B1
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EP
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strip
melt
further treatment
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Karl-Heinz Spitzer
Georg Frommeyer
Volker Flaxa
Udo BRÜX
Klaus Brokmeier
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Salzgitter Flachstahl GmbH
Max Planck Institut fuer Nachhaltige Materialien GmbH
Original Assignee
Max Planck Institut fuer Eisenforschung GmbH
Salzgitter Flachstahl GmbH
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    • C21D8/0426—Hot rolling

Definitions

  • the invention relates to a method for producing hot strips of a deformable, especially good cold deep drawable lightweight structural steel according to the preamble of claim 1.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • TWIP winning Induced Plasticity
  • the resulting macrosegregation which can also lead to intermetallic phases, leads to serious belt defects during hot rolling.
  • High-alloyed steels basically also tend to form internal cracks, which ultimately represent marrow defect defects. These result z. B. from bending stresses during the manufacturing process.
  • the invention has for its object to provide a method for producing hot strips of a formable, especially good cold thermoformable Textilbaustah, I consisting of the main elements Si, Al and Mn, which has a high tensile strength and TRIP and / or TWIP properties, which avoids the disadvantages described above.
  • the steel of the invention is geglagemig pronounced either as a stabilized ⁇ -crystal or as a partially stabilized ⁇ -mixed crystal with a defined stacking fault energy, the z. T. multiple TRIP effect shows.
  • the advantage of the proposed lightweight steel number is the fact that a wide range of strength and ductility requirements can be met by targeted alloy composition and choice of process parameters such as degree of deformation and heat treatment, with tensile strengths up to 1400 MPa are possible.
  • the carbon addition plays a key role.
  • the hydrogen content in the steel plays an important role.
  • the phenomenon manifests itself in that z. B. on deep-drawn cups after some time in the edge area cracks occur.
  • the cracking process can last for several days.
  • the lightweight steel mainly with TRIP or with TWIP properties it may be necessary to equip the lightweight steel mainly with TRIP or with TWIP properties. This can be achieved most easily by controlling the Mn content. If the lower range of about 9 - 18% is selected, then an end product with predominantly TRIP properties is to be expected, whereas if the upper range is preferred with about 22-30%, the TWIP properties predominate. As already mentioned, this control is also possible by targeted addition of other elements, in particular carbon. In this connection, it should be mentioned that, from the viewpoint of sufficient corrosion resistance, a higher Cr content is advantageous for the lower Mn range specified and a lower Cr content is advantageous for the upper Mn range.
  • the considered disadvantageous bending during solidification is avoided in that the underside of the casting tape receiving the melt is supported on a plurality of juxtaposed rollers.
  • the support is reinforced in such a way that in the region of the casting belt, a negative pressure is generated, so that the casting belt is pressed firmly on the rollers.
  • the length of the conveyor belt is selected so that at the end of the conveyor belt before its deflection, the Vorband is largely solidified.
  • a homogenization zone which is used for temperature compensation and possible stress relief.
  • a further treatment which may be a direct Aufcoilen the Vorbandes or consists of an upstream rolling process to apply the required deformation of at least 50%, preferably of> 70%.
  • the direct Aufcoilen the Vorbandes has the advantage that you can choose the casting speed in terms of optimal solidification conditions, regardless of the cycle of the subsequent rolling process.
  • the strand shell In the formation of the strand shell at the beginning of solidification, it may locally come to lifting the strand shell from the circulating belt of the strip casting. Under certain circumstances, this leads to unacceptable unevenness of the underside of the produced pre-strip. To avoid this, it is necessary for all surface elements of the forming strand shell of a strip extending over the width of the conveyor belt to ensure the same cooling conditions as possible. This can be achieved by conditioning the top of the rotating belt, z. B. by a targeted structuring or by applying a thermally insulating release layer.
  • One of the aforementioned structuring measures is z. B. sandblasting or brushing the top of the rotating belt.
  • An example of the thermally insulating release layer is the coating by plasma spraying with, for example, aluminum oxide or zirconium oxide.
  • Another embodiment of a structuring is the imprinting of a nub structure, for. B. with upward pimples of some 100 microns in height and a few millimeters in diameter and a distance of the pimples of a few millimeters.
  • the rolled tensile specimen gave a tensile strength of 1046 MPa and an elongation (A80) of 35%. Depending on the degree of deformation and heat treatment, the tensile strength can be increased to over 1100 MPa and the elongation (A80) over 40%.
  • a second example shows the possibility of increasing the strength and ductility properties by increasing the carbon content at nearly the same Mn content.
  • the three examples show the range of variation in strength and elongation, with the Mn and C content playing a key role.
  • the influence of the analysis is superimposed by treatments of the hot strip in the form of annealing and / or by combined cold forming (eg rolling, drawing, deep drawing) and intermediate annealing or final annealing.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, insbesondere gut kalt tiefziehfähigen Leichtbaustahl gemäß dem Oberbegriff des Patentanspruches 1.
  • Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller ständig nach Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches unter Beibehaltung eines höchstmöglichen Komforts zu suchen. Dabei spielt die Gewichtsersparnis eine entscheidende Rolle. Diesem Wunsch versuchen die Lieferanten insbesondere für den Karosseriebereich dadurch Rechnung zu tragen, dass durch den Einsatz höherfester Stähle die Wanddicken reduziert werden können, ohne Einbußen der Beulsteifigkeit sowie der Umformung durch Tief- und/oder Streckziehen und der Beschichtung in Kauf nehmen zu müssen.
  • Ein Lösungsansatz dazu ist in der EP 0 889 144 A1 veröffentlicht. In dieser Schrift wird ein kaltumformbarer, insbesondere gut tiefziehfähiger, austenitischer Leichtbaustahl vorgeschlagen, der eine Zugfestigkeit bis 1100 MPa aufweist. Die Hauptelemente dieses Stahles sind Si, Al und Mn im Bereich 1 - 6 % Si, 1 bis 8 % Al und 10 bis 30 % Mn, Rest Eisen einschließlich üblicher Stahlbegleitelemente.
  • Der hohe Umformgrad wird durch TRIP- (Transformation Induced Plasticity) und TWIP-(Twinning Induced Plasticity) Eigenschaften des Stahles erreicht. Stähle mit hohen Mn-Gehalten neigen zu Seigerungen, wie sie beim konventionellen Stranggießen durch Biegung, Ausbauchung des Stranges, Sedimentation und Saugseigerung im Sumpfspitzenbereich vorkommen.
  • Die auf diese Weise entstehende Makroseigerung, die auch zu intermetallischen Phasen führen kann, führt zu schwerwiegenden Bandfehlern beim Warmwalzen.
  • Hochlegierte Stähle neigen grundsätzlich auch zu Innenrissen, die letztlich Markroseigerungsfehler darstellen. Diese resultieren z. B. aus Biegebeanspruchungen während des Herstellungsprozesses.
  • Stähle mit hohen Al-Gehalten lassen sich mit konventionellen Gießpulvern nicht vergießen, da Al im besonderen Maße das SiO2 im Gießpulver reduziert und somit zu einer verschlechterten Reibung zwischen Strangschale und Kokille führt.
  • Karl-Heinz Spitzer, et al. "Direct Strip Casting (DSC) - an Option for the Production of New Steel Grades", Steel Research vol. 74, 2003, No. 11/12, 724-730, XP 00 902 8744 offenbart ein Verfahren zur Herstellung von Warmbänder aus TRiP/TWiP stahl in einer horizontalen Bandgießanlage.
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, insbesondere gut kalt tiefziehfähigem Leichtbaustah,I bestehend aus den Hauptelementen Si, Al und Mn, der eine hohe Zugfestigkeit und TRIP- und/oder TWIP-Eigenschaften aufweist anzugeben, das die zuvor geschilderten Nachteile vermeidet.
  • Diese Aufgabe wird ausgehend vom Oberbegriff in Verbindung mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruches 1 gelöst.
  • Nach der Lehre der Erfindung weist der Stahl Gehalte in Masse % für
    für
    • C 0,04 bis ≤ 1,0
    • Al 0,05 bis < 4,0
    • Si 0,05 bis ≤ 6,0
    • Mn 9,0 bis ≤ 30,0
    und optional die Gehalte in Masse-% für
    • Cr bis ≤ 6,5
    • Cu bis ≤ 4,0
    • Ti, Zr, in Summe bis ≤ 0,7 und Nb, V in Summe bis ≤ 0,06 und für H2 ≤ 5 bis 20 ppm betragen, und Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen,
    und bei dem eine Schmelze in einer horizontalen Bandgießanlage endabmessungsnah sowie strömungsberuhigt und biegefrei zu einem Vorband im Bereich zwischen 6 und 15 mm vergossen wird,
    wobei durch Konditionierung der Oberseite des umlaufenden Förderbandes durch Sandstrahlen oder Bürsten oder Aufprägen einer Noppenstruktur oder durch Aufbringen einer thermisch isolierenden Trennschicht, für alle Flächenelemente der mit Beginn der Erstarrung sich bildenden Strangschale eines sich über die Breite des Förderbandes erstreckenden Streifens gleiche Abkühlbedingungen gegeben sind, und anschließend einer Weiterbehandlung zugeführt wird.
  • Der erfindungsgemäße Stahl ist gefügemäßig entweder als stabilisierter γ-Kristall oder als teilstabilisierter γ-Mischkristall mit definierter Stapelfehlerenergie ausgeprägt, der einen z. T. multiplen TRIP-Effekt zeigt.
  • Der letztgenannte Effekt ist die spannungs- oder dehnungsinduzierte Umwandlung eines flächenzentrierten γ-Mischkristalls in ein martensitisches ε-Gefüge mit hexagonaler dichtester Kugelpackung, der dann zum Teil in einen raumzentrierten α-Martensit und Restaustenit transformiert. γ fcc → ε ⁢ Ms hcp → α ⁢ Ms bcc
    Figure imgb0001
    • fcc
    = face centred cubic
    bcc
    = body centred cubic
    hcp
    = hexogonal closed packed
  • Zahlreiche Versuche haben zur Erkenntnis geführt, dass im komplexen Zusammenspiel zwischen Al, Si und Mn dem Kohlenstoffgehalt eine überragende Bedeutung zukommt. Es erhöht zum Einen die Stapelfehlerenergie und erweitert zum Anderen den metastabilen Austenitbereich. Dadurch wird die verformungsinduzierte Martensitbildung und die damit verbundene Verfestigung gehemmt und auch die Duktilität gesteigert.
  • Weitere Verbesserungen lassen sich erreichen durch gezielte Zugaben von Kupfer und/oder Chrom. Mit der Zugabe von Kupfer wird der ε-Martensit stabilisiert und die Verzinkbarkeit verbessert. Zudem erhöht Kupfer die Korrosionsbeständigkeit des Stahles. Auch Chrom stabilisiert den ε-Martensit und verbessert die Korrosionsbeständigkeit.
  • Der Vorteil des vorgeschlagenen Leichtbaustahles ist darin zu sehen, dass durch gezielte Legierungszusammensetzung und Wahl der Prozessparameter wie Umformgrad und Wärmebehandlung ein breites Spektrum von Festigkeits- und Duktilitätsanforderungen abgedeckt werden kann, wobei Zugfestigkeiten bis 1400 MPa möglich sind. Dabei spielt die Kohlenstoffzugabe eine Schlüsselrolle.
  • Bislang wurde in der Fachwelt die Meinung vertreten, den Kohlenstoffgehalt möglichst auf Null zu setzen, um die Bildung von κ-Karbiden zu vermeiden. Die Erfindung überwindet dieses Vorurteil durch den Vorschlag eines ausgewogenen Verhältnisses der Zugabe von Aluminium und Mangan, das auch eine gezielte Zugabe von Kohlenstoff gestattet.
  • Für das Phänomen "delayed fracture", das bei Stählen mit überwiegend TRIP-Eigenschaften auftreten kann, spielt der Wasserstoffgehalt im Stahl eine wichtige Rolle. Das Phänomen äußert sich darin, dass z. B. an tiefgezogenen Näpfen nach einiger Zeit im Kantenbereich Risse auftreten. Der Rissbildungsvorgang kann sich über mehrere Tage hinziehen.
  • Aus diesem Grunde wird vorgeschlagen, den Wasserstoffgehalt auf < 20 ppm vorzugsweise auf < 5 ppm zu begrenzen. Dieses lässt sich durch eine sorgfältige Behandlung während der Erschmelzung erreichen, z. B. durch eine spezielle Spül- und Vakuumbehandlung.
  • Je nach Anforderung kann es erforderlich sein, den Leichtbaustahl überwiegend mit TRIP oder mit TWIP-Eigenschaften auszustatten. Dies kann man am einfachsten durch Steuerung des Mn-Gehaltes erreichen. Wird der untere Bereich von etwa 9 - 18 % gewählt, dann ist ein Endprodukt mit überwiegend TRIP-Eigenschaften zu erwarten, wird hingegen der obere Bereich mit etwa 22 - 30 % bevorzugt, überwiegen die TWIP-Eigenschaften. Wie schon zuvor erwähnt, ist diese Steuerung auch durch gezielte Zugabe anderer Elemente, insbesondere Kohlenstoff, möglich. In diesem Zusammenhang sei erwähnt, dass unter dem Blickwinkel einer ausreichenden Korrosionsbeständigkeit für den unteren angegebenen Mn-Bereich ein höherer Cr-Gehalt und für den oberen Mn-Bereich ein niedrigerer Cr-Gehalt vorteilhaft ist.
  • Verfahrenstechnisch wird vorgeschlagen, die Strömungsberuhigung dadurch zu erreichen, dass eine mitlaufende elektromagnetische Bremse eingesetzt wird, die dafür sorgt, dass im Idealfall die Geschwindigkeit des Schmelzenzulaufs gleich der Geschwindigkeit des umlaufenden Förderbandes ist.
  • Die als nachteilig angesehene Biegung während der Erstarrung wird dadurch vermieden, dass die Unterseite des die Schmelze aufnehmenden Gießbandes sich auf einer Vielzahl von nebeneinander liegenden Rollen abstützt. Verstärkt wird die Abstützung in der Weise, dass im Bereich des Gießbandes ein Unterdruck erzeugt wird, so dass das Gießband fest auf die Rollen gedrückt wird.
  • Um diese Bedingungen während der kritischen Phase der Erstarrung aufrecht zu erhalten, wird die Länge des Förderbandes so gewählt, dass am Ende des Förderbandes vor dessen Umlenkung das Vorband weitestgehend durcherstarrt ist.
  • Am Ende des Förderbandes schließt sich eine Homogenisierungszone an, die für einen Temperaturausgleich und möglichen Spannungsabbau genutzt wird. Danach folgt eine Weiterbehandlung, die ein direktes Aufcoilen des Vorbandes sein kann oder aus einem vorgeschalteten Walzprozess besteht, um die erforderliche Umformung von mindestens 50 % vorzugsweise von > 70% aufzubringen.
  • Das direkte Aufcoilen des Vorbandes hat den Vorteil, dass man die Gießgeschwindigkeit hinsichtlich optimaler Erstarrungsbedingungen wählen kann, unabhängig vom Takt des nachfolgenden Walzprozesses.
  • Andererseits kann es insbesondere aus wirtschaftlichen Gründen (hohe Produktivität) vorteilhaft sein, den erfindungsgemäßen Werkstoff direkt nach dem Gießen inline ganz oder teilweise bis auf seine endgültige Dicke zu walzen.
  • Bei der Bildung der Strangschale zu Beginn der Erstarrung kann es lokal zu Abhebungen der Strangschale vom umlaufenden Band der Bandgießanlage kommen. Dies führt unter Umständen zu unzulässigen Unebenheiten der Unterseite des erzeugten Vorbandes. Um dies zu vermeiden, ist es erforderlich für alle Flächenelemente der sich bildenden Strangschale eines sich über die Breite des Förderbandes erstreckenden Streifens möglichst gleiche Abkühlbedingungen zu gewährleisten. Dies kann man durch eine Konditionierung der Oberseite des umlaufenden Bandes erreichen, z. B. durch eine gezielte Strukturierung oder durch Aufbringen einer thermisch isolierenden Trennschicht.
  • Eine der vorgenannten Strukturierungsmaßnahmen ist z. B. ein Sandstrahlen oder Bürsten der Oberseite des umlaufenden Bandes. Ein Beispiel für die thermisch isolierende Trennschicht ist die Beschichtung durch Plasmaspritzen mit beispielsweise Aluminiumoxid oder Zirkonoxid. Ein weiteres Ausführungsbeispiel für eine Strukturierung ist das Aufprägen einer Noppenstruktur, z. B. mit nach oben gerichteten Noppen von einigen 100 µm Höhe und einigen Millimeter Durchmesser sowie einem Abstand der Noppen von einigen Millimetern.
  • Anhand eines Ausführungsbeispieles werden die erreichbaren Werte demonstriert.
    Ausgehend von einem Stahl mit der Analyse
    • C = 0,06 %
    • Mn = 15,5 %
    • Al = 2,0 %
    • Si = 2,6 %
    • H2 = 4 ppm
    • wurde ein Warmband mit einer Dicke von 2,5 mm erzeugt.
  • Die in Walzrichtung liegende Zugprobe ergab eine Zugfestigkeit von 1046 MPa und eine Dehnung (A80) von 35 %. In Abhängigkeit vom Umformgrad und Wärmebehandlung kann die Zugfestigkeit bis über 1100 MPa und die Dehnung (A80) über 40 % gesteigert werden. Ein zweites Beispiel zeigt die Möglichkeit, wie man durch Anhebung des Kohlenstoffgehaltes bei nahezu gleichem Mn-Gehalt die Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften gegeneinander verschieben kann.
  • Der Stahl dieses Ausführungsbeispiels weist folgende Gehalte auf
    • C = 0,7 %
    • Mn = 15 %
    • Al = 2,5 %
    • Si = 2,5 %
    • H2 = 3 ppm
    Das aus diesem Stahl hergestellte Kaltband von 1,0 mm wurde unter Schutzgas bei 1050 °C und einer Haltezeit von 15 Minuten rekristallisierend geglüht. Die Zugfestigkeit ist auf 817 MPa abgesunken, dafür aber die A80-Dehnung auf 60 % gestiegen. Dies bedeutet, dass trotz des niedrigen Mn-Gehaltes durch die höhere Kohlenstoffzugabe der Stahl mehr in den Bereich mit TWIP-Eigenschaften verschoben worden ist.
  • Ein weiteres Beispiel zeigt die Ergebnisse mit hohem Mn-Gehalt und niedrigem Kohlenstoffgehalt. Die Gehalte betrugen
    • C = 0,041 %
    • Mn = 25 %
    • Al = 3,4 %
    • Si = 2,54 %
    • H2 = 4 ppm
    Nach einer vergleichbaren Wärmebehandlung wie zuvor beschrieben, betrug die Zugfestigkeit im Mittel 632 MPa und die A80-Dehnung 57 %. Auch dieses Beispiel zeigt deutlich, dass man mit hohen Mn-Gehalten die Dehnung stark steigern kann, dies aber immer zulasten der Festigkeit geht, solange der Kohlenstoffgehalt niedrig ist.
  • Insgesamt zeigen die drei Beispiele die Variationsbreite hinsichtlich Festigkeit und Dehnung, wobei dem Mn- und C-Gehalt eine Schlüsselrolle zukommt. Überlagert wird der Analyseneinfluss noch durch Behandlungen des Warmbandes in Form von Glühen und/oder durch kombiniertes Kaltumformen (z. B. Walzen, Strecken, Tiefziehen) und Zwischenglühen bzw. Endglühen.

Claims (15)

  1. Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, insbesondere gut kalt tiefziehfähigen Leichtbaustahl, bestehend aus den Hauptelementen Si, Al und Mn, der eine hohe Zugfestigkeit und TRIP- und/oder TWIP-Eigenschaften aufweist dadurch gekennzeichnet,
    dass die Gehalte in Masse-% für
    C 0,04 bis ≤ 1,0
    Al 0,05 bis < 4,0
    Si 0,05 bis ≤ 6,0
    Mn 9,0 bis ≤ 30,0
    und optional die Gehalte in Masse-% für
    Cr bis ≤ 6,5
    Cu bis ≤ 4,0
    Ti, Zr, in Summe bis ≤ 0,7 und Nb, V in Summe bis ≤ 0,06 und für H2 ≤ 5 bis 20 ppm betragen, und Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen,
    und bei dem eine Schmelze in einer horizontalen Bandgießanlage endabmessungsnah sowie strömungsberuhigt und biegefrei zu einem Vorband im Bereich zwischen 6 und 15 mm vergossen wird,
    wobei durch Konditionierung der Oberseite des umlaufenden Förderbandes durch Sandstrahlen oder Bürsten oder Aufprägen einer Noppenstruktur oder durch Aufbringen einer thermisch isolierenden Trennschicht, für alle Flächenelemente der mit Beginn der Erstarrung sich bildenden Strangschale eines sich über die Breite des Förderbandes erstreckenden Streifens gleiche Abkühlbedingungen gegeben sind, und anschließend einer Weiterbehandlung zugeführt wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Kohlenstoffgehalt 0,06 bis ≤ 0,7 % beträgt.
  3. Verfahren nach den Ansprüchen 1 und 2
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Mn-Gehalt 9 - 18 % beträgt.
  4. Verfahren nach den Ansprüchen 1 und 2
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Mn-Gehalt 18 - 22 % beträgt.
  5. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 4
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Cr-Gehalt 0,3 - 1,0 % beträgt.
  6. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 2
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Mn-Gehalt 22 - 30 % beträgt.
  7. Verfahren nach Anspruch 1 und 6
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Cr-Gehalt 0,05 - 0,2 % beträgt.
  8. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 7
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Si-Gehalt 2,0 - 4,0 % beträgt.
  9. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 8
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Al-Gehalt 2,0 - 3,0 % beträgt.
  10. Verfahren nach den Ansprüchen 1 - 9
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Geschwindigkeit des Schmelzenzulaufs gleich der Geschwindigkeit des umlaufenden Förderbandes ist.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 - 10
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die auf das Förderband aufgegebene Schmelze am Ende des Förderbandes weitestgehend durcherstarrt ist.
  12. Verfahren nach Anspruch 1 und 11
    dadurch gekennzeichnet,
    dass nach der Durcherstarrung und vor Beginn der Weiterbehandlung das Vorband eine Homogenisierungszone durchläuft.
  13. Verfahren nach Anspruch 1 und 12
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Weiterbehandlung ein Aufcoilen des Vorbandes ist.
  14. Verfahren nach Anspruch 1 und 12
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das Vorband in line einem Walzprozess unterworfen und danach aufgecoilt wird.
  15. Verfahren nach Anspruch 14
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Umformgrad mindestens 50 %, vorzugsweise > 70 %, beträgt.
EP04802997.9A 2003-12-23 2004-12-22 Verfahren zum erzeugen von warmbändern aus leichtbaustahl Expired - Lifetime EP1699582B1 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE10361952 2003-12-23
DE102004061284A DE102004061284A1 (de) 2003-12-23 2004-12-14 Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus Leichtbaustahl
PCT/DE2004/002817 WO2005061152A1 (de) 2003-12-23 2004-12-22 Verfahren zum erzeugen von warmbändern aus leichtbaustahl

Publications (2)

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