EP1954842A1 - Verfahren zur herstellung von warmband mit mehrphasengefüge - Google Patents

Verfahren zur herstellung von warmband mit mehrphasengefüge

Info

Publication number
EP1954842A1
EP1954842A1 EP06806132A EP06806132A EP1954842A1 EP 1954842 A1 EP1954842 A1 EP 1954842A1 EP 06806132 A EP06806132 A EP 06806132A EP 06806132 A EP06806132 A EP 06806132A EP 1954842 A1 EP1954842 A1 EP 1954842A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
cooling
hot strip
austenite
ferrite
strip
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Withdrawn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
EP06806132A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Wolfgang Hennig
August Sprock
Joachim Ohlert
Christian Bilgen
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.)
SMS Siemag AG
Original Assignee
SMS Demag 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
Application filed by SMS Demag AG filed Critical SMS Demag AG
Publication of EP1954842A1 publication Critical patent/EP1954842A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

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
    • C21D8/041—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 involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0415—Rapid solidification; Thin strip casting
    • 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
    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • 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
    • C21D8/021—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 involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • 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
    • C21D8/0221—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 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 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
    • C21D8/0247—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 characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—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 characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/0426—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
    • C21D8/0447—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
    • C21D8/0463—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 following 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the invention relates to a method for the production of hot strip with TRIP steel (transform-molded pjasticity) having a multi-phase structure with extremely good deformation properties from the hot-rolled state by controlled cooling after the last rolling stand.
  • the setting of the microstructure is complex with TRIP steels, because in addition to ferrite and bainite a third phase exists as retained austenite or after a subsequent deformation as martensite.
  • Today TRIP steels are usually produced in a two-stage annealing cycle. Starting material is hot or cold strip, in which by an annealing in the intercritical phase space, an approximately 50% ⁇ - 50% y - output structure is set. Due to the higher solubility of the austenite for carbon there is a higher carbon concentration. After the annealing treatment, rapid cooling takes place, past the ferrite and perlite areas into the bainite area, in which it is kept isothermal for some time.
  • the austenite partially converts to bainite and the remaining austenite is simultaneously further enriched in carbon.
  • the martensite start temperature M s is reduced to values below the ambient temperature and the retained austenite consequently also remains at ambient temperature.
  • the final structure consists of 40 - 70% ferrite, 15 - 40% bainite and 5 - 20% retained austenite.
  • TRIP steels The special effect of TRIP steels is the transformation of the metastable austenite to martensite * when an external plastic deformation occurs.
  • the transformation of austenite into martensite causes an increase in volume, which is not carried by austenite alone, but also by the surrounding microstructure constituents.
  • the ferritic matrix is plasticized, which in turn leads to higher solidification and overall leads to higher plastic strains.
  • the result for steels produced in this way is an extraordinary combination of high strength and high ductility, which makes them particularly suitable for use in the automotive industry.
  • EP 1 396 549 describes a process for producing a pearlite-free hot-rolled steel strip with TRIP properties in a continuous working process, in which a molten steel containing, in addition to iron and unavoidable impurities, 0.06-0.3% C ; 0.1-3.0% Si; 0.3-1.1% Mn (the sum of Si and Mn being 1.5- 3.5%) and 0.005-0.15% of at least one of the elements Ti or Nb as an essential component and optionally one or more several of the following elements max. 0.8% Cr; Max. 0.8% Cu; Max. Contains 1.0% Ni, is poured into thin slabs.
  • These thin slabs are annealed with a 850 to 1050 0 C amounting inlet temperature in an annealing furnace for an annealing time of 10 to 60 minutes at 1000 to 1200 0 C. After descaling, the thin slabs are then finish hot rolled in the range of 750 to 1000 0 C and then cooled to a reel temperature of 300 - to 530 0 C.
  • the controlled cooling is carried out in two stages with a cooling rate of the first stage of at least 150 K / s, preferably 300 K / s and a cooling pause of 4 to 8 seconds. Alternatively, it is proposed to carry out the controlled cooling continuously at a cooling rate of 10 to 70 K / s without stopping.
  • the cooling is controlled so that the hot strip in a first stage within 1 to 7 seconds to a temperature of about 80 0 C above and then by air cooling is cooled to reel temperature.
  • the presence of Ti and / or Nb is of importance, since these elements remain in solution until the start of hot rolling and improve their subsequent separation, inter alia, the grain fineness of the hot strip, an increase in retained austenite content and its stability.
  • the rolling strategy according to the invention is used to set a very fine Austenitkorns (d ⁇ 8 microns) in the last transformation, which acts accelerating in the following cooling section on the ferrite conversion.
  • the finish rolling of the strip therefore takes place at temperatures between 770 and 830 ° C. just above Ar 3 in the area of the metastable austenite.
  • the successful implementation of the cooling strategy requires compliance with certain limits of chemical composition in order to achieve the desired degree of conversion within the available short total cooling time.
  • the chemical analysis proposed for the production of TRIP steels therefore moves within the limits: 0.12 - 0.25% C, 0.05 - 1, 8% Si, 1, 0 - 2.0% Mn, balance Fe and usual accompanying elements.
  • the cooling strategy provides for two-stage cooling with either different cooling rates.
  • the start of the hold time at temperatures of 650 - 730 0 C is determined by the entry of the cooling curve in the ferrite region. In the following short cooling break then the desired conversion of austenite is at least 40% ferrite.
  • the second cooling stage is followed immediately by a cooling of the hot strip to a temperature between 320 to this hold time - 480 0 C. At this temperature, the conversion is made from austenite to at least 15% bainite.
  • the cooling strategy is determined by a well-defined predetermined cooling rate for both cooling stages.
  • a cooling rate of less than 30 K / s is not possible in the conventional cooling section of a cast roll mill because cooling time is greater than 150 K / s in such cooling sections of spaced-apart water cooling zones also can not be reached.
  • the hot strips of TRIP steel properties produced by the method of the invention for different strength levels with a yield ratio R p o, 2 / Rm in the range of 0.45 to 0.75 have the following property combinations of tensile strength R m and elongation at break A :
  • FIG. 2 shows a modified cooling section of the CSP system
  • FIG. 3 shows cooling curves for a dual-phase steel and a TRIP steel in a ZTU diagram.
  • the layout of a conventional CSP system 1 is shown schematically. It consists in the example shown in the conveying direction (in the drawing from left to right) from the main components, namely the casting machine with two strands 2, the strand guides 3, the equalizing ovens 4 with. a kiln ferry, a multi-stand rolling mill 6, the cooling section 10 and reels. 8
  • modified cooling section 10 of a CSP system 1 which is required for carrying out the cooling according to the invention and is already known for the production of dual-phase steel from EP 1 108 072 B1.
  • This behind the last finishing stand 6 'arranged modified cooling section 10 of the CSP system 1 has a plurality of spaced successively controllable water cooling zones 11 1 - 7 , 12 with Wassersprühköpfen 13 through which the upper band and the lower side of the strip hot strip 7 evenly with a certain amount of water is sprayed.
  • the positioning of the water cooling stages 11 1 - 7 , 12 within the cooling section 10, their number and their distance from each other and the number of Wassersprühköpfe 13 per water cooling stage 11 1 - 7 , 12 are chosen so that the desired cooling rate of the two cooling stages in advance variable can be adjusted to the water cooling 11 1 . 7 , 12 optimally adapted to the cooling conditions to be set. By controlling the sprayed amount of water can thus also during cooling, a necessary change in the cooling rate be made.
  • a further water cooling stage 12 is arranged, by means of which the second cooling stage is performed.
  • this water cooling stage 12 in contrast to the water cooling zones 111 -7 of the first cooling stage, there are a significantly larger number of water spray heads 13 in order to carry out forced intensive cooling in a shorter way.
  • the spatial distance between the last water cooling stage 11 7 of the first cooling stage and the water cooling stage 12 of the second cooling stage is chosen so large that sets the required hold time for the conversion of austenite according to the invention to at least 40% ferrite at the predetermined belt speed.
  • FIG. 3 is a ZTU diagram with the conversion lines for ferrite, perlite and bainite and with the temperature lines (20, 21, 22, 24) for AC 3 , Aci and M 8 .
  • horizontal displacement arrows 27 for the transformation lines and vertical displacement arrows 28 for the temperature lines it is indicated which influence existing or added alloying elements exert on the position of these transformation or temperature lines in the ZTU diagram.
  • the cooling curve 25 for the production of a dual-phase steel and the cooling curve 26 for the production according to the invention of a TRIP steel are shown by way of example in this ZTU diagram.
  • Cooling curve for a dual-phase steel 26 Cooling curve for a TRIP steel

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Zur Herstellung von mit TRIP-Stahl (transformation induced plasticity) bezeichnetem Warmband, mit einem Mehrphasengefüge mit bei hohen Festigkeiten außerordentlich guten Verformungseigenschaften, aus dem warmgewalzten Zustand wird gemäß der Erfindung ein Verfahren vorgeschlagen, das mit einer vorgegebenen chemischen Zusammensetzung der eingesetzten Stahlsorte innerhalb der Grenzen 0,12 - 0,25 % C; 0,05 - 1,8 % Si; 1,0 - 2,0 % Mn; Rest Fe sowie übliche Begleitelemente mit einer kombinierten Walz- und Kühlstrategie so durchgeführt wird, dass ein Gefüge aus 40 - 70 % Ferrit, 15 - 45 % Bainit und 5 - 20 % Restaustenit erhalten wird, wobei das Fertigwalzen des Warmbandes (7) zur Einstellung eines sehr feinen Austenitkorns (d < 8 µm) bei der letzten Umformung (6') bei Temperaturen zwischen 770 und 830 °C knapp oberhalb von Ar3 im Bereich des metastabilen Austenits erfolgt und eine gesteuerte zweistufige Abkühlung (10, 11, 12) nach dem letzten Walzgerüst (6') des Warmbandes (7) auf eine Bandtemperatur im Bereich der Bainitbildung von 320 - 480 °C durchgeführt wird, mit einer Haltezeit bei ca. 650 - 730 °C, deren Beginn durch den Eintritt der Kühlkurve in das Ferritgebiet und deren Dauer durch den Umsatz des Austenits zu mindestens 40 % Ferrit bestimmt wird.

Description

Verfahren zur Herstellung von Warmband mit Mehrphasengefüge
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von mit TRIP-Stahl (trans- formation jnduced pjasticity) bezeichnetem Warmband mit einem Mehrphasengefüge mit bei hohen Festigkeiten außerordentlich guten Verformungseigen- schatten aus dem warmgewalzten Zustand durch eine gesteuerte Abkühlung nach dem letzten Walzgerüst.
Die Einstellung des Gefüges gestaltet sich bei TRIP-Stählen als komplex, da neben Ferrit und Bainit noch eine dritte Phase als Restaustenit bzw. nach einer anschließenden Verformung als Martensit vorliegt. TRIP-Stähle werden heutzutage meist in einem zweistufigen Glühzyklus hergestellt. Ausgangsmaterial ist Warm- oder Kaltband, bei welchem durch eine Glühbehandlung im interkritischen Phasenraum ein ca. 50 % α - 50 % y - Ausgangsgefüge eingestellt wird. Aufgrund der höheren Löslichkeit des Austenits für Kohlenstoff liegt dort eine höhere Kohlenstoffkonzentration vor. Nach der Glühbehandlung erfolgt eine schnelle Abkühlung, am Ferrit- und Perlitbereich vorbei in den Bainitbereich hinein, in welchem für einige Zeit isotherm gehalten wird. Der Austenit wandelt teilweise in Bainit um und der restliche Austenit wird gleichzeitig weiter mit Kohlenstoff angereichert. Dadurch wird die Martensit-Starttemperatur Ms auf Werte unterhalb der Umgebungstemperatur herabgesetzt und der Restaustenit bleibt folglich auch bei Umgebungstemperatur bestehen. Das Endgefüge besteht aus 40 - 70 % Ferrit, 15 - 40 % Bainit und 5 - 20 % Restaustenit.
Der besondere Effekt der TRIP-Stähle ist die Umwandlung des metastabilen * Restaustenits zu Martensit, wenn eine äußere plastische Verformung auftritt. Bei der Umwandlung des Austenits zu Martensit erfolgt eine Volumenzunahme, welche nicht alleine vom Austenit, sondern auch von den umliegenden Gefügebestandteilen getragen wird. Die ferritische Matrix wird plastifiziert, was wiederum eine höhere Verfestigung zur Folge hat und insgesamt zu höheren plastischen Dehnungen führt. Es ergibt sich für derart hergestellte Stähle eine außergewöhnliche Kombination von hoher Festigkeit und hoher Duktilität, weshalb sie sich besonders zu einer Verwendung in der Autoindustrie eignen.
Die beschriebene Prozessführung, die derzeit meist industriell zur Herstellung von TRIP-Stählen eingesetzt wird, ist aufgrund der zusätzlichen Glüh- und Abkühlbehandlung nach dem Walzvorgang aufwendig und kostenintensiv, wes- halb versucht wurde, diese TRIP-Stähle direkt als Warmband auf industriellen Produktionsanlagen zur Warmbanderzeugung herzustellen. So wird in der EP 1 396 549 ein Verfahren zur Herstellung eines perlitfreien warmgewalzten Stahlbandes mit TRIP-Eigenschaften in einem kontinuierlich ablaufenden Arbeitspro- zess beschrieben, wobei eine Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeid- baren Verunreinigungen 0,06 - 0,3 % C; 0,1 - 3,0 % Si; 0,3 - 1 ,1 % Mn, (die Summe an Si und Mn beträgt dabei 1 ,5 - 3,5 %), sowie 0,005 - 0,15 % mindestens eines der Elemente Ti oder Nb als wesentlicher Bestandteil und wahlweise eines oder mehrere der folgenden Elemente max. 0,8 % Cr; max. 0,8 % Cu; max. 1,0 % Ni enthält, zu Dünnbrammen vergossen wird. Diese Dünnbrammen werden mit einer 850 bis 1050 0C betragenden Einlauftemperatur in einem Glühofen für eine Glühdauer von 10 bis 60 Minuten bei 1000 bis 1200 0C geglüht. Nach einer Entzunderung werden die Dünnbrammen dann im Bereich von 750 bis 1000 0C fertig warmgewalzt und dann auf eine Haspeltemperatur von 300 - bis 530 0C abgekühlt. Die gesteuerte Abkühlung wird dabei in zwei Stufen mit einer Abkühlgeschwindigkeit der ersten Stufe von mindestens 150 K/s, bevorzugt 300 K/s und einer Kühlpause von 4 bis 8 Sekunden durchgeführt. Alternativ wird vorgeschlagen, die gesteuerte Abkühlung kontinuierlich mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 - 70 K/s ohne Haltepause durchzuführen. Schließlich wird als dritte Möglichkeit angegeben, die Abkühlung so zu steuern, dass das Warmband in einer ersten Stufe innerhalb von 1 bis 7 Sekunden auf eine Temperatur von etwa 80 0C oberhalb und anschließend durch Luftkühlung auf Haspeltemperatur gekühlt wird. Neben der vorgeschriebenen Verfahrensführung ist dabei das Vorhandensein von Ti und/oder Nb von Bedeutung, da diese Elemente bis zum Beginn des Warmwalzens in Lösung bleiben und bei ihrem späteren Ausscheiden u. a. die Kornfeinheit des Warmbandes, eine Erhöhung des Restaustenitgehaltes und dessen Stabilität verbessern.
Ausgehend von diesem Stand der Technik ist es Aufgabe der Erfindung, eine einfachere und wirtschaftlichere Erzeugung von TRIP-Stählen in bestehenden Anlagen anzugeben, bei der auf eine Glühbehandlung und auf die Zugabe von ansonsten nicht unbedingt erforderlichen Legierungselementen vollständig ver- ziehtet werden kann.
Die gestellte Aufgabe wird mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruchs 1 dadurch gelöst, dass die Herstellung des Warmbandes in einer Dünnbrammen- Gieß- und Walzanlage (CSP-Anlage) mit einer vorgegebenen chemischen Zusammensetzung der eingesetzten Stahlsorte innerhalb folgender Grenzen 0,12 - 0,25 % C; 0,05 - 1 ,8 % Si; 1 ,0 - 2,0 % Mn; Rest Fe sowie übliche Begleitelemente mit einer kombinierten Walz- und Kühlstrategie so durchgeführt wird, dass ein Gefüge aus 40 - 70 % Ferrit, 15 - 45 % Bainit und 5 - 20 % Restaustenit erhalten wird, wobei • das Fertigwalzen des Warmbandes zur Einstellung eines sehr feinen Auste- nitkorns (d < 8 μm) bei der letzten Umformung bei Temperaturen zwischen 770 und 830 0C knapp oberhalb von Ar3 im Bereich des metastabilen Austenits erfolgt und • unmittelbar nach dem letzten Walzgerüst eine gesteuerte zweistufige Abküh- lung des Warmbandes auf eine Bandtemperatur im Bereich der Bainitbildung von 320 - 480 0C durchgeführt wird mit einer Haltezeit bei ca. 650 - 730 0C, deren Beginn durch den Eintritt der Kühlkurve in das Ferritgebiet und deren Dauer durch den Umsatz des Austenits zu mindestens 40 % Ferrit bestimmt wird. Im Gegensatz zu der oben beschriebenen üblichen Vorgehensweise wird im Rahmen der Erfindung bei einem austenitisch fertiggewalzten Warmband unmittelbar nach dem letzen Walzgerϋst durch eine zweistufige Abkühlung in der Kühlstrecke das für einen TRIP-Stahl typische Gefüge eingestellt. Die Einstellung des entsprechenden Gefüges erfordert dabei umfangreiches Prozess- Know-how sowie ein sehr genaues Einhalten der notwendigen Prozessparameter. Aufgrund des schmalen Toleranzbandes zur Herstellung von TRIP-Stählen auf Warmbreitbandstraßen steht seit Einführung der Dünnbrammen- Gieß- und Walztechnologie eine Anlagenkonfiguration zur Verfügung, welche wesentlich bessere Voraussetzungen für die direkte Herstellung von TRIP-Stählen als Warmband liefert, verglichen mit konventionellen Warmbandstraßen. Aufgrund der hohen Temperaturgleichmäßigkeit über Dicke, Breite und Länge lassen sich so TRIP-Stähle mit konstanten mechanischen Eigenschaften reproduzierbar herstellen. Auf Grund der geringen Länge der dabei verwendeten konventionellen Kühlstrecken in vorhandenen Gießwalzanlagen ist die Herstellung von Warmband mit TRIP-Gefüge nur mit einer speziellen Walz- und Kühlstrategie möglich.
Die Walzstrategie gemäß der Erfindung dient zum Einstellen eines sehr feinen Austenitkorns (d < 8 μm) bei der letzten Umformung, welches in der folgenden Kühlstrecke auf die Ferritumwandlung beschleunigend wirkt. Das Fertigwalzen des Bandes erfolgt deshalb bei Temperaturen zwischen 770 und 830 0C knapp oberhalb von Ar3 im Bereich des metastabilen Austenits.
Die erfolgreiche Durchführung der Kühlstrategie setzt die Einhaltung von be- stimmten Grenzwerten der chemischen Zusammensetzung zwingend voraus, um innerhalb der zur Verfügung stehenden kurzen Kühlgesamtzeit den gewünschten Umwandlungsgrad zu erreichen. Die zur Herstellung von TRIP- Stählen vorgeschlagene chemische Analyse bewegt sich deshalb innerhalb der Grenzen: 0,12 - 0,25 % C, 0,05 - 1 ,8 % Si, 1 ,0 - 2,0 % Mn, Rest Fe sowie übli- che Begleitelemente. Die Kühlstrategie sieht dabei eine zweistufige Kühlung mit wahlweise unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten vor. Der Beginn der Haltezeit bei Temperaturen von 650 - 730 0C wird bestimmt durch den Eintritt der Kühlkurve in das Ferritgebiet. In der folgenden kurzen Kühlpause erfolgt dann der angestrebte Umsatz des Austenits zu mindestens 40 % Ferrit. Anschließend an diese Haltezeit folgt dann unmittelbar die zweite Kühlstufe mit einer Abkühlung des Warmbandes auf eine Temperatur zwischen 320 - 480 0C. Bei dieser Temperatur erfolgt die Umwandlung von Austenit zu mindestens 15 % Bainit.
Neben der Durchführung einer kurzen Haltezeit wird die Kühlstrategie durch eine genau definierte vorgegebene Abkühlgeschwindigkeit für beide Abkühlstufen bestimmt. Diese Abkühlgeschwindigkeit liegt zwischen V = 30 - 150 K/s, vorzugsweise zwischen V = 50 - 90 K/s, abhängig von der Warmbandgeometrie sowie der chemischen Zusammensetzung der eingesetzten Stahlsorte. Zu diesen Abkühlgeschwindigkeiten ist zu bemerken, dass eine Abkühlgeschwin- digkeit kleiner 30 K/s wegen der geringen zur Verfügung stehenden Zeit in der konventionellen Kühlstrecke einer Gießwalzanlage nicht möglich ist, während Abkühlgeschwindigkeiten größer 150 K/s in derartigen Kühlstrecken aus mit Abstand hintereinander angeordneten Wasserkühlzonen ebenfalls nicht zu erreichen sind.
Die mit dem Verfahren der Erfindung hergestellten Warmbänder mit TRIP- Stahl-Eigenschaften für unterschiedliche Festigkeitsniveaus mit einem Streckgrenzenverhältnis Rpo,2 / Rm im Bereich von 0,45 bis 0,75 besitzen folgende nachstehend aufgeführte Eigenschaftskombinationen aus Zugfestigkeit Rm, und Bruchdehnung A:
Rm = 600 - 700 MPa => A > 25 % Rn, = 700 - 800 MPa => A > 23 % Rm = 800 - 900 MPa => A > 21 % Rn, = 900 - 1000 MPa => A > 18 % Rm > 1000 MPa => A > 15 % Weitere Einzelheiten und Vorteile der Erfindung werden nachfolgend an einem Ausführungsbeispiel in schematischen Zeichnungsfiguren näher erläutert.
Es zeigen:
Fig. 1 eine CSP-Anlage,
Fig. 2 eine modifizierte Kühlstrecke der CSP- Anlage, Fig. 3 Kühlkurven für einen Dualphasen-Stahl und einen TRIP-Stahl in einem ZTU-Diagramm.
In der Figur 1 ist das Layout einer konventionellen CSP-Anlage 1 schematisch dargestellt. Sie besteht im dargestellten Beispiel in Förderrichtung (in der Zeichnung von links nach rechts) aus den Hauptkomponenten, nämlich der Gießanlage mit zwei Strängen 2, den Strangführungen 3, den Ausgleichsöfen 4 mit . einer Ofenfähre, einem mehrgerüstigen Walzwerk 6, der Kühlstrecke 10 und Haspeln 8.
In der Figur 2 ist eine modifizierte Kühlstrecke 10 einer CSP-Anlage 1 dargestellt, die zur Durchführung der erfindungsgemäßen Kühlung erforderlich ist und bereits zur Herstellung von Dual-Phasen-Stahl aus der EP 1 108 072 B1 be- kannt ist. Diese hinter dem letzten Fertigwalzgerüst 6' angeordnete modifizierte Kühlstrecke 10 der CSP-Anlage 1 weist mehrere mit Abstand hintereinander angeordnete regelbare Wasserkühlzonen 111-7, 12 mit Wassersprühköpfen 13 auf, durch die die Bandoberseite und die Bandunterseite des Warmbandes 7 gleichmäßig mit einer bestimmten Wassermenge besprüht wird. Die Positionie- rung der Wasserkühlstufen 111-7, 12 innerhalb der Kühlstrecke 10, ihre Anzahl und ihr Abstand voneinander sowie die Anzahl der Wassersprühköpfe 13 je Wasserkühlstufe 111-7, 12 sind so gewählt, dass die angestrebte Abkühlgeschwindigkeit der beiden Kühlstufen vorab variabel eingestellt werden kann, um die Wasserkühlstufen 111.7, 12 optimal an die einzustellenden Abkühlbedingun- gen anzupassen. Durch Regelung der aufgesprühten Wassermenge kann somit auch während der Kühlung eine notwendige Änderung der Abkühlgeschwindigkeit vorgenommen werden.
Mit größerem räumlichen Abstand zur letzten Wasserkühlstufe 117 der ersten Kühlstufe ist eine weitere Wasserkühlstufe 12 angeordnet, mit deren Hilfe die zweite Kühlstufe durchgeführt wird. In dieser Wasserkühlstufe 12 befinden sich im Gegensatz zu den Wasserkühlzonen 111-7 der ersten Kühlstufe eine deutlich größere Anzahl an Wassersprühköpfen 13, um eine forcierte intensive Kühlung auf kürzerem Weg durchzuführen. Der räumliche Abstand zwischen der letzten Wasserkühlstufe 117 der ersten Kühlstufe und der Wasserkühlstufe 12 der zweiten Kühlstufe ist so groß gewählt, dass sich die erforderliche Haltezeit zum erfindungsgemäßen Umsatz des Austenits zu mindestens 40 % Ferrit bei der vorgegebenen Bandgeschwindigkeit einstellt.
Bei der Figur 3 handelt es sich um ein ZTU-Diagramm mit den Umwandlungsli- nien für Ferrit, Perlit und Bainit sowie mit den Temperaturlinien (20, 21 , 22, 24) für AC3 , Aci und M8. Durch waagrechte Verschiebungspfeile 27 für die Umwandlungslinien und senkrechte Verschiebungspfeile 28 für die Temperaturlinien ist kenntlich gemacht, welchen Einfluss vorhandene oder zugesetzte Legierungselemente auf die Lage dieser Umwandlungs- bzw. Temperaturlinien im ZTU-Diagramm ausüben. In dieses ZTU-Diagramm sind beispielhaft die Kühlkurve 25 für die Herstellung eines Dualphasen-Stahls und die Kühlkurve 26 für die erfindungsgemäße Herstellung eines TRIP-Stahls eingezeichnet. Bei ungefähr gleicher Ausgangstemperatur (oberhalb von Ac3) bei Beginn der Kühlung und einer etwa gleichen Haltezeittemperatur (oberhalb von Ac-O wird durch den unterschiedlichen Verlauf der Kühlung sowie der unterschiedlichen Zusammensetzung der Ausgangsstähle eine deutlich unterschiedliche Gefügezusammensetzung erreicht. Entsprechend der eingezeichneten Kühlkurve 25 für den Dualphasen-Stahl führt diese nur in das Ferrit-Gebiet und endet unterhalb der deutlich oberhalb der Raumtemperatur 23 liegenden Martensit- Starttemperaturlinie 22, weshalb hier ein duales Gefüge aus wunschgemäß nur Ferrit und Martensit erhalten wird. Die Kühlkurve 26 für die erfindungsgemäße Herstellung eines TRIP-Stahls führt dagegen zunächst durch das Ferrit-Gebiet, dann durch das Bainitgebiet und endet oberhalb der nun unterhalb der Raumtemperatur 23 liegenden Martensit-Starttemperaturlinie 24, so dass eine Umwandlung in Martensit bei der Abkühlung nicht stattfindet und erfindungsgemäß ein Gefüge aus Ferrit, Bainit und einem Anteil an Restaustenit erhalten wird.
Bezugszeichenliste
1 CSP-Anlage
2 Gießanlage mit zwei Strängen
3 Strangführung
4 Ausgleichsofen
5 Ofenfähre 6 mehrgerüstige Walzanlage
6' letztes Walzgerüst
7 Warmband
8 Haspel
9 Temperaturmessung 10 Kühlstrecke
11 -I-7 Wasserkühlzonen
12 Wasserkühlzone
13 Wassersprühköpfe 20 Ac3-Temperaturlinie 21 Acr Temperaturlinie
22 Martensit-Starttemperaturlinie für einen Dualphasen-Stahl
23 Raumtemperaturlinie
24 Martensit-Starttemperaturlinie für einen TRIP-Stahl
25 Kühlkurve für einen Dualphasen-Stahl 26 Kühlkurve für einen TRIP-Stahl
27 waagrechte Verschiebungspfeile der Umwandlungslinien
28 senkrechte Verschiebung der Temperaturlinien

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung von mit TRIP-Stahl (transformation jnduced ßlasticity) bezeichnetem Warmband, eine Weiterentwicklung der Dualphasenstähle mit einem Mehrphasengefüge mit bei hohen Festigkeiten außerordentlich guten Verformungseigenschaften, aus dem warmgewalzten Zustand durch eine gesteuerte Abkühlung nach dem letzten Walzgerüst (6'), dadurch gekennzeichnet, dass die Herstellung des Warmbandes (7) in einer Dünnbrammen-, Gieß- und Walzanlage (CSP-Anlage) (1 ) mit einer vorgegebenen chemischen Zusammensetzung der eingesetzten Stahlsorte innerhalb folgender Gren- zen 0,12 - 0.25 % C; 0,05 - 1 ,8 % Si; 1 ,0 - 2,0 % Mn; Rest Fe sowie übliche Begleitelemente mit einer kombinierten Walz- und Kühlstrategie so durchgeführt wird, dass ein Gefüge aus 40 - 70 % Ferrit, 15 - 45 % Bainit und 5 - 20 % Restaustenit erhalten wird, wobei das Fertigwalzen des Warmbandes (7) zur Einstellung eines sehr feinen Austenitkorns (d < 8 μm) bei der letzten Umformung bei Temperaturen zwischen 770 und 830 0C knapp oberhalb von Ar3 im Bereich des metastabilen Austenits erfolgt und unmittelbar nach dem letzten Walzgerüst (6') eine gesteuerte zweistufige Abkühlung des Warmbandes (7) auf eine Bandtemperatur im Bereich der Bainitbildung von 320 - 480 0C durchgeführt wird mit einer Haltezeit bei ca. 650 - 730 0C, deren Beginn durch den Eintritt der Kühlkurve (26) in das Ferritgebiet und deren Dauer durch den Umsatz des Austenits zu mindestens 40 % Ferrit bestimmt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass in Abhängigkeit von der chemischen Zusammensetzung der eingesetzten Stahlsorte sowie von der Warmbandgeometrie die Abkühlgeschwindigkeit zwischen V = 30 - 150 K/s, vorzugsweise zwischen V = 50 - 90 K/s eingestellt ist.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die kontrollierte zweistufige Abkühlung des Warmbandes (7) in einer Kühlstrecke (10) aus mit Abstand hintereinander angeordneten Wasserkühlzonen (111-7, 12) durchgeführt wird.
4. Warmband (7) mit TRIP-Stahl-Eigenschaften nach dem Verfahren der Ansprüche 1 bis drei, gekennzeichnet durch eine chemische Zusammensetzung innerhalb der Grenzen: 0,12 - 0,25 % C; 0,05 - 1 ,8 % Si; 1 ,0 - 2,0 % Mn; Rest Fe sowie übliche Begleitelemente; ein Streckgrenzenverhältnis Rpo,2 / Rm im Bereich von 0,45 bis 0,75; ein mögliches Festigkeitsniveau bezüglich der Eigenschaftskombinationen aus Zugfestigkeit Rm, und Bruchdehnung A: Rm = 600 - 700 MPa => A > 25 %
Rm = 700 - 800 MPa => A > 23 % Rm = 800 - 900 MPa => A > 21 % Rm = 900 - 1000 MPa => A > 18 %
Rm > 1000 MPa => A > 15 %
EP06806132A 2005-10-25 2006-10-10 Verfahren zur herstellung von warmband mit mehrphasengefüge Withdrawn EP1954842A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102005051052A DE102005051052A1 (de) 2005-10-25 2005-10-25 Verfahren zur Herstellung von Warmband mit Mehrphasengefüge
PCT/EP2006/009755 WO2007048497A1 (de) 2005-10-25 2006-10-10 Verfahren zur herstellung von warmband mit mehrphasengefüge

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP1954842A1 true EP1954842A1 (de) 2008-08-13

Family

ID=37459318

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP06806132A Withdrawn EP1954842A1 (de) 2005-10-25 2006-10-10 Verfahren zur herstellung von warmband mit mehrphasengefüge

Country Status (14)

Country Link
US (1) US20090214377A1 (de)
EP (1) EP1954842A1 (de)
JP (1) JP5130221B2 (de)
KR (1) KR20080063307A (de)
CN (1) CN101297049B (de)
AU (1) AU2006308245B2 (de)
BR (1) BRPI0617753A2 (de)
CA (1) CA2625564A1 (de)
DE (1) DE102005051052A1 (de)
RU (1) RU2398028C2 (de)
TW (1) TW200724690A (de)
UA (1) UA90436C2 (de)
WO (1) WO2007048497A1 (de)
ZA (1) ZA200802524B (de)

Families Citing this family (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2180075B1 (de) * 2007-08-01 2017-05-03 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hochfestes stahlblech mit hervorragender biegbarkeit und dauerfestigkeit
DE102010050647A1 (de) * 2009-11-21 2011-05-26 Sms Siemag Aktiengesellschaft Anlage und Verfahren zum Gießen und Walzen von Metall
CN102133579B (zh) * 2010-01-27 2013-05-01 中国钢铁股份有限公司 减少蚀坑产生的钢胚热轧制程
JP5547287B2 (ja) 2010-10-22 2014-07-09 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体の製造方法及びホットスタンプ成形体
JP5224010B2 (ja) 2010-10-22 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 縦壁部を有するホットスタンプ成形体の製造方法及び縦壁部を有するホットスタンプ成形体
US9896736B2 (en) 2010-10-22 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot stamped body having vertical wall and hot stamped body having vertical wall
CN103249847B (zh) * 2010-11-10 2015-06-10 Posco公司 制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异且力学性能偏差小的高强度冷轧/热轧TRIP钢的方法
BR112014000086A2 (pt) * 2011-07-06 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp método para produção de folha de aço laminada a frio
CN103857808B (zh) * 2011-09-13 2016-11-23 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 高强度热浸镀锌钢带材
CZ303949B6 (cs) * 2011-09-30 2013-07-10 Západoceská Univerzita V Plzni Zpusob dosazení TRIP struktury ocelí s vyuzitím deformacního tepla
JP6232045B2 (ja) * 2012-03-30 2017-11-15 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
CN102586562B (zh) * 2012-03-30 2013-08-21 河北钢铁集团有限公司 一种防震抗灾用热轧trip钢板的生产工艺
CZ304832B6 (cs) * 2013-04-13 2014-11-26 Západočeská Univerzita V Plzni Způsob tepelného zpracování polotovarů z TRIP oceli
CN103898404B (zh) * 2014-04-28 2015-12-09 莱芜钢铁集团有限公司 一种钒微合金化热轧相变诱导塑性钢及制备方法
CN104233092B (zh) * 2014-09-15 2016-12-07 首钢总公司 一种热轧trip钢及其制备方法
US11401571B2 (en) * 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN105063309B (zh) * 2015-07-31 2017-11-17 首钢总公司 一种提高低碳微合金钢强度的方法
WO2017109540A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
WO2017109538A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
CN106048176B (zh) * 2016-06-06 2019-01-08 日照宝华新材料有限公司 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产低碳热轧trip钢的方法
CN105821190B (zh) * 2016-06-06 2019-01-08 日照宝华新材料有限公司 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产中碳热轧trip钢的方法
KR102186320B1 (ko) 2016-08-05 2020-12-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 도금 강판
KR101917448B1 (ko) * 2016-12-20 2018-11-09 주식회사 포스코 용접성 및 연성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
CN108531811B (zh) * 2018-05-16 2020-05-01 东北大学 一种铸轧trip钢薄带的制备方法
RU2689348C1 (ru) * 2018-06-26 2019-05-27 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаного проката повышенной прочности
AT525283B1 (de) * 2021-10-29 2023-02-15 Primetals Technologies Austria GmbH Verfahren zur Herstellung eines Dualphasenstahlbands in einer Gieß-Walz-Verbundanlage, ein mit dem Verfahren hergestelltes Dualphasenstahlband und eine Gieß-Walz-Verbundanlage
CN114645187A (zh) * 2022-01-29 2022-06-21 安阳钢铁股份有限公司 一种非调质950MPa级高强捆带钢及其生产方法
CN115976310B (zh) * 2022-10-31 2024-10-22 昆明理工大学 一种颗粒增强高强贝氏体中温锻造钢及其制备方法
CN115976396B (zh) * 2022-12-30 2024-04-30 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种高强度耐腐蚀集装箱用热轧钢带q550nqr1及其生产方法
CN117488041A (zh) * 2023-10-23 2024-02-02 福建三宝钢铁有限公司 一种钢的贝氏体组织组分的控制方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0295500B2 (de) * 1987-06-03 2003-09-10 Nippon Steel Corporation Warmgewalztes hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Umformbarkeit
US5545269A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
US6190469B1 (en) * 1996-11-05 2001-02-20 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Method for manufacturing high strength and high formability hot-rolled transformation induced plasticity steel containing copper
BE1011149A3 (fr) * 1997-05-12 1999-05-04 Cockerill Rech & Dev Acier ductile a haute limite elastique et procede de fabrication de cet acier.
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
JP2000087141A (ja) * 1998-09-10 2000-03-28 Nkk Corp 残留オーステナイトを含有する薄物高張力熱延鋼帯の製造方法
JP3081197B1 (ja) * 1999-02-17 2000-08-28 株式会社神戸製鋼所 加工性と疲労特性に優れた高強度鋼板
DE19911287C1 (de) * 1999-03-13 2000-08-31 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Erzeugen eines Warmbandes
FR2796966B1 (fr) * 1999-07-30 2001-09-21 Ugine Sa Procede de fabrication de bandes minces en acier de type "trip" et bandes minces ainsi obtenues
FR2801061B1 (fr) * 1999-11-12 2001-12-14 Lorraine Laminage Procede de realisation d'une bande de tole laminere a chaud a tres haute resistance, utilisable pour la mise en forme et notamment pour l'emboutissage
CA2387322C (en) * 2001-06-06 2008-09-30 Kawasaki Steel Corporation High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same
JP3764411B2 (ja) * 2002-08-20 2006-04-05 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO2007048497A1 *

Also Published As

Publication number Publication date
ZA200802524B (en) 2009-06-24
KR20080063307A (ko) 2008-07-03
RU2398028C2 (ru) 2010-08-27
RU2008120667A (ru) 2009-12-10
CA2625564A1 (en) 2007-05-03
AU2006308245A2 (en) 2008-06-19
UA90436C2 (ru) 2010-04-26
CN101297049A (zh) 2008-10-29
TW200724690A (en) 2007-07-01
BRPI0617753A2 (pt) 2011-08-02
JP2009512783A (ja) 2009-03-26
AU2006308245A1 (en) 2007-05-03
JP5130221B2 (ja) 2013-01-30
AU2006308245B2 (en) 2010-09-30
US20090214377A1 (en) 2009-08-27
WO2007048497A1 (de) 2007-05-03
DE102005051052A1 (de) 2007-04-26
CN101297049B (zh) 2012-01-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1954842A1 (de) Verfahren zur herstellung von warmband mit mehrphasengefüge
DE19911287C1 (de) Verfahren zum Erzeugen eines Warmbandes
EP0885974B1 (de) Verfahren zum Walzen von Warmband in einer CSP-Anlage
EP2690183B1 (de) Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
WO2007014867A1 (de) Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroband
WO2007014868A1 (de) Verfahren zur herstellung von kornorientiertem elektroband
EP1305122A1 (de) Produktionsverfahren und -anlage zur erzeugung von dünnen flachprodukten
WO2008052919A1 (de) Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem mit bor mikrolegierten mehrphasenstahl
WO2008052917A1 (de) Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem ein komplexphasen-gefüge bildenden stahl
WO2008052918A1 (de) Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem ein martensitisches gefüge bildenden stahl
EP1633894B1 (de) Verfahren und anlage zur herstellung von warmband mit dualphasengefüge
EP1319725B1 (de) Verfahren zum Herstellen von Warmband
DE102020214427A1 (de) Verfahren zum Herstellen eines Warmbandes mittels einer Gießwalzanlage
EP1396549B1 (de) Verfahren zum Herstellen eines perlitfreien warmgewalzten Stahlbands und nach diesem Verfahren hergestelltes Warmband
DE102014005662A1 (de) Werkstoffkonzept für einen umformbaren Leichtbaustahl
DE19913498C1 (de) Verfahren zum Herstellen eines Warmbandes und Warmbandlinie zur Durchführung des Verfahrens
DE69707660T2 (de) Verfahren zum herstellen eines stahlbandes hoher festigkeit durch walmwalzen
EP2460596A1 (de) Verfahren zur Herstellung von hochfestem, niedrig legiertem Stahl mit Kupfer
EP0970256B1 (de) Warmwalzen von stahlband
EP0185341B2 (de) Verfahren zur Erhöhung der Festigkeit von Bewehrungsstählen
EP1974064A1 (de) Verfahren und vorrichtung zur einstellung gezielter eigenschaftskombinationen bei mehrphasenstählen
EP1918404A1 (de) Verfahren zum Herstellen von Stahl-Flachprodukten aus einem mit Aluminium legierten Mehrphasenstahl
WO2023016965A1 (de) Verfahren und vorrichtung zur herstellung eines hoch- und höchstfesten mehrphasenstahls
DD149943B1 (de) Verfahren zur herstellung von hochfesten schweissbaren betonstaehlen
DD289292A5 (de) Verfahren zur herstellung kaltverformter bewehrungsstaehle hoher festigkeit und verbesserter plastischer eigenschaften

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: 20080222

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LI LT LU LV MC NL PL PT RO SE SI SK TR

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: OHLERT, JOACHIM

Inventor name: SPROCK, AUGUST

Inventor name: HENNIG, WOLFGANG

Inventor name: BILGEN, CHRISTIAN

17Q First examination report despatched

Effective date: 20080930

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

Owner name: SMS SIEMAG AG

DAX Request for extension of the european patent (deleted)
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE APPLICATION HAS BEEN WITHDRAWN

18W Application withdrawn

Effective date: 20131029

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: OHLERT, JOACHIM

Inventor name: HENNIG, WOLFGANG

Inventor name: BILGEN, CHRISTIAN

Inventor name: DIE ANDERE ERFINDER HABEN AUF IHRE NENNUNG VERZICH