EP2031081A1 - Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts - Google Patents

Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts Download PDF

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EP2031081A1
EP2031081A1 EP07114399A EP07114399A EP2031081A1 EP 2031081 A1 EP2031081 A1 EP 2031081A1 EP 07114399 A EP07114399 A EP 07114399A EP 07114399 A EP07114399 A EP 07114399A EP 2031081 A1 EP2031081 A1 EP 2031081A1
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dual
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strip
hot
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Brigitte Dr. Hammer
Thomas Dr. Heller
Dorothea Dr. Mattissen
Günter Dipl.-Ing Stich
Silke Dr. Rer. Nat. Strauss
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp Steel AG
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Definitions

  • the invention relates to a dual-phase steel, the structure of which consists essentially of martensite and ferrite or bainite, wherein shares of retained austenite may be present and the dual-phase steel has a tensile strength of more than 950 MPa.
  • the invention likewise relates to a flat product produced from such a dual-phase steel and to a process for producing a flat product.
  • the generic term "flat product" typically includes steel strips and sheets of the type according to the invention.
  • the known steel contains, in addition to iron and the unavoidable impurities (in% by weight) 0.05-0.3% C, up to 1.5% Si, 0.01-0.3% Mn, up to 0.02 % P, 0.02% S, up to 0.01% N and 0, 01 - 3.0% Al.
  • the known steel should have a retained austenite content of not more than 7% and have Mg precipitates with a particle diameter of 0.01-5.0 ⁇ m at a distribution determined in more detail in this document.
  • the from the EP 1 637 618 A1 known steel to further increase its strength in addition to other optionally added alloying elements also contain contents of Cr and Mo of 0.005 - 5 wt .-% and 0.0051 - 2 wt .-% Cu, the contents of Cu should additionally reduce the risk of breakage ,
  • the Martenistanteil of the steel in question is about 5% to 20% of the predominantly martensitic-ferritic microstructure.
  • a flat product produced in this way has strengths of at least 500 N / mm 2 and at the same time good formability, without requiring particularly high contents of certain alloying elements.
  • the object of the invention was to develop a steel and a flat product produced therefrom which has a strength of at least 950 MPa and good deformability.
  • the steel should be one Having a surface finish that allows using a simple manufacturing process, a flat product produced from this steel in the uncoated or provided with a corrosion-protective coating state to deform a complex-shaped component, such as a part of an automobile body.
  • a method should also be given that allows in a simple manner to produce in the above-mentioned manner manufactured flat products.
  • a the above-mentioned object solving flat product according to claim 21 according to the invention characterized in that it consists of a composite according to the invention and procured steel.
  • a steel according to the invention is characterized by high strengths of at least 950, in particular 980 MPa, with regular strengths of 1000 MPa and more being achieved. At the same time, the steel according to the invention has a yield strength of at least 580 MPa, in particular at least 600 MPa, and has an elongation A 80 of at least 10%.
  • steel according to the invention is particularly suitable for the production of complex shaped, highly loaded in practical use components, such as those required in the field of bodywork for automobiles.
  • the advantageous combination of properties of a steel according to the invention is achieved inter alia by possessing a dual-phase structure despite its high strengths.
  • the alloy of a steel according to the invention is composed to have a martensite content of at least 20% to a maximum of 70%.
  • residual austenite contents of up to 8% may be advantageous, with generally lower residual austenite contents of not more than 7% or less being preferred.
  • the remainder of the microstructure of a dual-phase steel according to the invention consists respectively of ferrite and / or bainite (bainitic ferrite + carbides).
  • the high strengths, good elongation properties and optimized surface textures are due to the adjustment of the dual-phase structure according to the invention achieved. This has been made possible by a narrow selection of the individual contents of the alloying elements present in a steel according to the invention besides iron and unavoidable impurities.
  • the invention provides a C content of 0.050-0.105% by weight.
  • the inventively provided levels of C have been chosen in view of the best possible weldability of the steel.
  • the advantageous effect of carbon in a steel according to the invention can be used particularly reliably if the C content of a steel according to the invention is 0.060-0.090% by weight, in particular 0.070-0.080% by weight.
  • Si is used in a steel according to the invention to increase the strength by hardening the ferrite or bainite.
  • a minimum content of Si of 0.10 wt .-% is provided, the effect of Si is particularly safe when the Si content of a steel according to the invention at least 0.2 wt .-%, in particular at least 0.25 wt .-% is.
  • adherence to this upper limit minimizes the risk of grain boundary oxidation.
  • the upper limit of the Si content has at the same time been set at 0.6% by weight. In this case, an unfavorable influence of Si on the properties of the steel according to the invention can be avoided with even greater certainty that the Si content of the steel according to the invention is limited to 0.4% by weight, in particular 0.35% by weight.
  • the Mn content of a steel according to the invention is in the range of 2.10-2.80% by weight in order to use, on the one hand, the strength-increasing effect and, on the other hand, the positive influence of Mn on martensite formation.
  • Mn also has a positive effect with regard to the lowering of the critical cooling rate after annealing, since it hinders the formation of perlite.
  • the positive effects of the presence of Mn in a steel according to the invention can be used with particular certainty if the Mn content is at least 2.20% by weight, in particular at least 2.45% by weight.
  • Negative effects of Mn on a steel according to the invention such as a reduction in elongation, deterioration of weldability or poorer suitability for hot-dip galvanizing, can be excluded with increased certainty that the Mn content to 2.70 wt .-%, in particular 2, 60 wt .-% is limited.
  • Cr also strengthens in a dual-phase steel according to the invention in contents of 0.2-0.8% by weight.
  • the effect of Cr is comparable to the effect of Mn.
  • the advantageous effects of Cr occur in particular when the Cr content is at least 0.3% by weight, in particular at least 0.55% by weight.
  • the Cr content of a steel according to the invention is limited to 0.8% by weight in order to reduce the risk of occurrence of grain boundary oxidation and to avoid a negative influence on the ductility of the steel according to the invention. This is especially ensured when the upper limit of the Chromium content of a steel according to the invention to at most 0.7 wt .-%, in particular 0.65 wt .-%, is set.
  • the presence of titanium at levels of at least 0.02% by weight also contributes to increasing the strength of a steel according to the invention by forming fine precipitates of TiC or Ti (C, N) and contributing to grain refining.
  • Another positive effect of Ti is the setting of possibly present nitrogen, so that the formation of boron nitrides in the steel according to the invention is prevented. These would have a strong negative impact on the elongation properties and, consequently, on the formability of a flat product according to the invention.
  • the presence of Ti thus ensures, in the case of an addition of boron to increase the strength, that the boron can fully develop its effect.
  • Ti is added in an amount which is more than 5.1 times the respective N content (ie Ti content> 1.5 (3.4 ⁇ N content)).
  • too high Ti contents lead to unfavorably high recrystallization temperatures, which has a negative effect, in particular, when cold-rolled flat products are produced from steel according to the invention, which are finally annealed. Therefore, the upper limit of the Ti content has been limited to 0.10 wt%.
  • the positive influence of Ti on the properties of a steel according to the invention can be used particularly reliably if its Ti content is 0.060-0.090% by weight, in particular 0.070-0.085% by weight.
  • the strength of the steel according to the invention is also increased by the amounts of B, which are optionally provided according to the invention, of up to 0.002% by weight and, as in the case of the addition of Mn, Cr and Mo in the case of the production of cold strip of steel according to the invention, the critical cooling rate lowered after annealing. Therefore, according to a particularly preferred embodiment of the invention, the B content is at least 0.0005 wt .-%. At the same time, however, excessively high contents of B can reduce the deformability of the steel according to the invention and adversely affect the expression of the dual-phase structure desired according to the invention. Optimized effects of boron can be used in a steel according to the invention in that the B content is limited to 0.0007-0.0016% by weight, in particular 0.0008-0.0013% by weight.
  • the inventively optional contents of molybdenum of at least 0.05% by weight also contribute to increasing the strength of a steel according to the invention.
  • the presence of Mo does not adversely affect the coatability of the flat product with a metallic coating and its ductility.
  • Practical experiments have shown that the positive effects of Mo up to contents of 0.25% by weight, in particular 0.22% by weight, can be used particularly effectively, even from a cost point of view.
  • contents of Mo of at least 0.05% by weight have a positive effect on the properties of a steel according to the invention.
  • the desired effect of molybdenum occurs a steel according to the invention, in particular if its Mo content is 0.065-0.18% by weight, in particular 0.08-0.13% by weight.
  • Mo content is 0.065-0.18% by weight, in particular 0.08-0.13% by weight.
  • Cr contents of less than 0.3% by weight it is advantageous to add 0.05-0.22% by weight of Mo to secure the required strength of the steel according to the invention.
  • Aluminum is used in the melting of a steel according to the invention for deoxidizing and for setting nitrogen which may be present in the steel.
  • Al may be added to the steel according to the invention in contents of less than ⁇ 0.1% by weight, the desired effect of Al occurring particularly safely if its contents in the range of 0.01-0.06 wt .-%, in particular 0.020 - 0.050 wt .-%, are.
  • the steel according to the invention may, to further increase its strength, have copper in contents of up to 0.20% by weight.
  • a copper content has a particularly favorable effect when it is in the range of 0.08 to 0.12 wt .-%.
  • nickel may be added to the steel according to the invention in order to further improve the hardenability and, accordingly, the strength of a steel according to the invention.
  • Ca can be used for deoxidation like Al in steelmaking.
  • the presence of Ca in amounts of up to 0.005 wt .-%, in particular from 0.002 to 0.004 wt .-%, also favor the formation of a fine-grained structure.
  • Nitrogen is allowed in inventive steel only in amounts of up to 0.012 wt .-%, in order to avoid the formation of boron nitrides especially in the simultaneous presence of B.
  • the N content is preferably limited to 0.007% by weight.
  • the P content is according to the invention preferably limited to ⁇ 0.1, in particular ⁇ 0.02 wt .-%, with particularly good results at levels of less than 0.010 wt .-% can be achieved.
  • a dual phase steel composed according to the invention is first melted, then the melt to a precursor, such as slab or thin slab, cast, then reheated the precursor at a hot rolling start temperature of 1100 - 1300 ° C. or held, then the precursor hot rolled at a hot rolling end temperature of 800 - 950 ° C to a hot strip and finally the hot strip at a reel temperature of up to 650 ° C, in particular 500 - 650 ° C, reeled.
  • hot strip composed according to the invention reacts insensitive to the change in the coiler temperature and can always achieve strengths which are in the range of 1000 MPa and yield strengths of 750 to 890 MPa.
  • the reel temperature can be varied over a wide range in order to influence the respective desired properties and microstructural characteristics in a targeted manner.
  • particularly suitable reel temperatures are in the range of 500-650 ° C, with reel temperatures of 530-580 ° C as have proved particularly favorable, since at temperatures of more than 580 ° C with increasing reel temperature, the risk of grain boundary oxidation increases and lying below 500 ° C reel temperatures, the strength of the hot strip increases so much that a subsequent deformation can be difficult.
  • the hot strip obtained in the manner according to the invention should remain uncoated or be electrolytically coated with a metallic coating as a hot strip, no annealing of the flat product is required.
  • the hot-rolled strip is to be coated with a metallic coating by hot-dip galvanizing, then it is first annealed at a maximum annealing temperature of 600 ° C. and then cooled to the temperature of the coating bath, which may be, for example, a zinc bath. After passing through the zinc bath, the coated hot strip can be conventionally cooled to room temperature.
  • cold rolled strips can also be produced from composite steel.
  • a composite according to the invention dual-phase steel melted, then cast the melt into a precursor, such as slab or thin slab, then reheated or held the precursor at a hot rolling start temperature of 1100-1300 ° C, then the hot rolled at a final hot rolling temperature of 800-950 ° C to a hot strip, the pre-product obtained hot strip at a reel temperature of up to 650 ° C, in particular 500 - 650 ° C, reeled, then the hot strip cold rolled into a cold strip, then the cold strip annealed at a 700 - 900 ° C amount annealing temperature and finally cooled the cold strip controlled
  • the cold strip thus produced can also be provided with a protective coating against corrosion.
  • the cold strip to be cold rolled to cold strip is preferably at least 500 ° C, in particular at least 530 ° C or at least 550 ° C, reeled.
  • Such cold-rolled Cold rolled strip according to the invention typically has thicknesses of 0, 8-2.5 mm.
  • the flat product according to the invention is provided with a metallic protective coating, this can be done, for example, by hot-dip galvanizing, galvannealing or electrolytic coating. If necessary, a pre-oxidation can be carried out before the coating in order to ensure a secure connection of the metallic coating to the respective substrate to be coated.
  • the cold strip produced according to the invention remains uncoated or is to be electrolytically coated, an annealing treatment in a continuous annealing anneal takes place as a separate working step.
  • the maximum annealing temperatures achieved are in the range of 700-900 ° C at heating rates of 1-50 K / s.
  • the annealed cold strip for the targeted setting of the desired property combination according to the invention is preferably cooled in such a way that in the temperature range of 550-650 ° C cooling rates of at least 10 K / s are achieved in order to suppress the formation of perlite.
  • the strip can be held for a period of 10-100 s or cooled directly to room temperature at a cooling rate of 0.5-30 K / s.
  • the cold strip is to be coated by hot dip galvanizing, then the steps of annealing and coating can be combined.
  • the cold strip in continuous sequence through different furnace sections of a fire-coating plant, wherein in the individual furnace sections have different temperatures, the maximum in the range of 700 - 900 ° C, with heating rates in the range of 2 - 100 K / s should be selected.
  • the strip is then held at this temperature for 10-200 seconds.
  • the strip is then cooled to the temperature of the respective coating bath, which is typically below 500 ° C., which is typically a zinc bath, the cooling rate also being more than 10 K in the temperature range 550-650 ° C. in this case / s should be.
  • the cold strip can be kept at the respective temperature for 10 - 100 s. Then the annealed cold strip passes through the respective coating bath, which is preferably a zinc bath. This is followed by either cooling to room temperature to obtain a conventionally hot-dip galvanized cold-rolled strip or rapid heating followed by cooling to room temperature to produce a galvanized cold-rolled strip.
  • the respective coating bath which is preferably a zinc bath. This is followed by either cooling to room temperature to obtain a conventionally hot-dip galvanized cold-rolled strip or rapid heating followed by cooling to room temperature to produce a galvanized cold-rolled strip.
  • the cold-rolled strip in the coated or uncoated state after the annealing treatment may be subjected to a skin pass rolling in which the skin passages ranging up to 2% are adjusted.
  • the hot rolled strips thus obtained were rewound at a coiler temperature of 550 ° C., adjusted to an accuracy of +/- 30 ° C., before being cold rolled to a thickness of 50%, 65% and 70%, respectively from 0.8 mm to 2 mm cold rolled.
  • Table 2 shows the microstructural state, the mechanical properties as well as the respectively set cold rolling degrees and strip thicknesses for the cold strips produced in the first test series from melts 1 to 16.
  • the hot strips produced from melts 1 to 16 in the manner described above were rewound at a reel temperature lower than 100 ° C, at 500 ° C, at 600 ° C and at 650 ° C.
  • the hot strips thus obtained were not intended for cold rolling, but have been supplied as hot strips - possibly after application of a metallic protective coating - the further processing to components.
  • Table 1 melt C Si Mn al Not a word Ti Cr B P S N 1 0.087 0.18 2.22 0,007 0,100 0,050 0.60 0.001 0,007 0,004 0.0045 2 0,069 0.28 2.62 0.04 0.092 0,080 0.58 0.0015 0,008 0.0015 0.0031 3 0,095 0.23 2.27 0.031 0.10 0,075 0.62 0.0012 0,013 0,002 0.0051 4 0,089 0.22 2.31 0.034 0,050 0.081 0.64 0.0017 0,012 0.0021 0.0036 5 0.091 0.31 2.52 0.034 0,150 0,052 0.42 0.0011 0.009 0,003 0.0046 6 0,060 0.26 2.15 0,041 0,250 0,051 0.25 0.001 0,012 0.0019 0.0052 7 0,102 0.15 2.26 0,038 0,050 0,090 0.80 0.0018 0.009 0.0021 0.0049 8th 0,065 0.60 2.64 0.032 0,095 0,025 0.45 0.0012 0,0

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Abstract

Die Erfindung stellt einen Dualphasenstahl, ein Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung zur Verfügung, der bei einer Festigkeit von mindestens 950 MPa und einer guten Verformbarkeit eine Oberflächenbeschaffenheit besitzt. Der erfindungsgemäße Stahl erlaubt es, unter Anwendung eines einfachen Herstellverfahrens das aus diesem Stahl erzeugte Flachprodukt im unbeschichteten oder mit einem vor Korrosion schützenden Überzug versehenen Zustand zu einem komplex geformten Bauteil, wie einem Teil einer Automobilkarosserie, zu verformen. Dazu weist der erfindungsgemäße Stahl ein zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und / oder Bainit bestehendes Gefüge und folgende Zusammensetzung auf (in Gew.-%): C: 0,050 - 0,105 %, Si: 0,20 - 0,60 %, Mn: 2,10 - 2,80 %, Cr: 0,20 - 0,80 %, Ti: 0,02 - 0,10 %, B: < 0,0020 %, Mo: < 0,25 %, Al: < 0,10 %, Cu: bis zu 0,20 %, Ni: bis zu 0,10 %, Ca: bis zu 0,005 %, P: bis zu 0,2 %, S: bis zu 0,01 %, N: bis zu 0,012 % und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.

Description

  • Die Erfindung betrifft einen Dualphasenstahl, dessen Gefüge im Wesentlichen aus Martensit und Ferrit bzw. Bainit besteht, wobei Anteile an Restaustenit vorhanden sein können und der Dualphasenstahl eine Zugfestigkeit von mehr als 950 MPa aufweist. Ebenso betrifft die Erfindung ein aus einem solchen Dualphasenstahl hergestelltes Flachprodukt sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts. Unter den Oberbegriff "Flachprodukt" fallen dabei typischerweise Stahlbänder und -bleche der erfindungsgemäßen Art.
  • Gerade im Bereich des Fahrzeugkarosseriebaus besteht die Forderung nach Stählen, die einerseits bei geringem Gewicht eine hohe Festigkeit, andererseits jedoch auch eine gute Verformbarkeit besitzen. Es sind eine große Zahl von Versuchen bekannt, Stähle zu erzeugen, die diese an sich widersprüchlichen Eigenschaften in sich vereinen.
  • So sind beispielsweise aus der EP 1 637 618 A1 ein Stahl, der nicht nur gut tiefziehbar sein soll, sondern auch hohe Zugfestigkeiten besitzt, ein daraus hergestelltes Flachprodukt und ein Verfahren zu dessen Herstellung bekannt,. Der bekannte Stahl enthält neben Eisen und den unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,05 - 0,3 % C, bis zu 1,5 % Si, 0, 01 - 3,0 % Mn, bis zu 0,02 % P, 0,02 % S, bis zu 0,01 % N und 0, 01 - 3,0 % Al. Der bekannte Stahl soll einen Restaustenit-Gehalt von maximal 7 % aufweisen und bei einer in diesem Dokument näher bestimmten Verteilung Mg-Ausscheidungen mit einem Partikeldurchmesser von 0,01 - 5,0 µm aufweisen. Der derart zusammengesetzte und beschaffene Stahl soll besonders gut verformbar sein und eine geringe Neigung zur Bruchbildung zeigen. Entscheidende Bedeutung kommt bei diesem Stand der Technik somit die Anwesenheit von Mg in der Legierung zu, das gemäß den in der EP 1 637 618 A1 enthaltenen Erklärungen wesentlich die Neigung zur Bruchbildung ("Delayed fracture") verhindert, die bei anderen bekannten Stählen vergleichbarer Zusammensetzung gegeben ist.
  • Optional kann der aus der EP 1 637 618 A1 bekannte Stahl zur weiteren Steigerung seiner Festigkeit neben anderen wahlweise zugegebenen Legierungselementen auch Gehalte an Cr und Mo von jeweils 0,005 - 5 Gew.-% sowie 0.0051 - 2 Gew.-% Cu enthalten, wobei die Gehalte an Cu zusätzlich die Gefahr von Bruchbildung senken sollen.
  • Eine weitere Möglichkeit der Erzeugung von aus höherfesten Dualphasenstählen bestehenden Flachprodukten, die auch nach Durchlauf eines Glühprozesses unter Einschluss einer Überalterungsbehandlung noch gute mechanisch-technologische Eigenschaften besitzen, ist aus der EP 1 200 635 A1 bekannt. Bei dem aus dieser Druckschrift bekannt Verfahren wird ein Stahlband oder -blech erzeugt, welches ein überwiegend ferritischmartensitisches Gefüge aufweist, an welchem der Martensitanteil zwischen 4 bis 20 % beträgt, wobei das Stahlband oder -blech neben Fe und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,05 - 0,2 % C, bis zu 1,0 % Si, bis zu 2,0 % Mn, bis zu 0,1 % P, bis zu 0,015 % S, 0,02 - 0,4 % Al, bis zu 0,005 % N, 0,25 - 1,0 % Cr, 0,002 - 0,01 % B enthält. Vorzugsweise beträgt dabei der Martenistanteil des betreffenden Stahls rund 5 % bis 20 % des überwiegend martensitisch-ferritischen Gefüges. Ein solcherart erzeugtes Flachprodukt weist Festigkeiten von mindestens 500 N/mm2 bei gleichzeitig gutem Umformvermögen auf, ohne dass dazu besonders hohe Gehalte an bestimmten Legierungselementen erforderlich sind.
  • Zur Steigerung der Festigkeit ist bei dem in der EP 1 200 635 A1 beschriebenen Stahl auf den umwandlungsbeeinflussenden Effekt des Elementes Bor zurückgegriffen worden. Dessen festigkeitssteigernde Wirkung wird bei dem bekannten Stahl dadurch sichergestellt, dass dem Stahlwerkstoff mindestens ein alternativer Nitridbildner, vorzugsweise Al und ergänzend Ti, beigegeben wird. Die Wirkung der Zugabe an Titan und Aluminium besteht darin, dass sie den im Stahl enthaltenen Stickstoff binden, so dass Bor zur Bildung von härtesteigernden Karbiden zur Verfügung steht. Unterstützt durch den notwendig vorhandenen Cr-Gehalt wird auf diese Weise ein höheres Festigkeitsniveau erreicht als bei vergleichbaren Stählen. Jedoch liegt das Maximum der Festigkeit der in der EP 1 200 635 A1 beispielhaft angegebenen Stähle jeweils unterhalb von 900 MPa.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend beschriebenen Standes der Technik lag der Erfindung die Aufgabe zu Grunde, einen Stahl und ein daraus hergestelltes Flachprodukt zu entwickeln, das eine Festigkeit von mindestens 950 MPa und eine gute Verformbarkeit aufweist. Darüber hinaus sollte der Stahl eine Oberflächenbeschaffenheit besitzen, die es unter Anwendung eines einfachen Herstellverfahrens erlaubt, ein aus diesem Stahl erzeugtes Flachprodukt im unbeschichteten oder mit einem vor Korrosion schützenden Überzug versehenen Zustand zu einem komplex geformten Bauteil, wie einem Teil einer Automobilkarosserie, zu verformen. Des Weiteren sollte auch ein Verfahren angegeben werden, dass es auf einfache Weise erlaubt, in der voranstehend genannten Weise beschaffene Flachprodukte herzustellen.
  • In Bezug auf den Werkstoff ist diese Aufgabe erfindungsgemäß durch den in Anspruch 1 angegebenen Dualphasenstahl gelöst worden. Vorteilhafte Ausgestaltungen dieses Stahls sind in den auf Anspruch 1 rückbezogenen Ansprüchen genannt.
  • Ein die voranstehend genannte Aufgabe lösendes Flachprodukt ist entsprechend Anspruch 21 erfindungsgemäß dadurch gekennzeichnet, dass es aus einem erfindungsgemäß zusammengesetzten und beschaffenen Stahl besteht.
  • In Bezug auf das Herstellverfahren ist die oben genannte Aufgabe schließlich erfindungsgemäß durch die in den Ansprüchen 27 und 28 angegebenen Herstellweisen gelöst worden, wobei sich das in Anspruch 27 angegebene Verfahren auf die erfindungsgemäße Herstellung eines Warmbands und die in Anspruch 28 angegebene Vorgehensweise sich auf die erfindungsgemäße Herstellung eines Kaltbands beziehen. In den auf die Ansprüche 27 und 28 rückbezogenen Ansprüchen sind jeweils vorteilhafte Varianten der erfindungsgemäßen Verfahren enthalten. Zusätzlich sind nachfolgend für die praktische Anwendung der erfindungsgemäßen Verfahren und ihrer in den Ansprüchen angegebenen Varianten besonders vorteilhafte Ausgestaltungen erläutert.
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl zeichnet sich durch hohe Festigkeiten von mindestens 950, insbesondere 980 MPa, aus, wobei regelmäßig Festigkeiten von 1000 MPa und mehr erreicht werden. Gleichzeitig besitzt der erfindungsgemäße Stahl eine Streckgrenze von mindestens 580 MPa, insbesondere mindestens 600 MPa, und weist eine Dehnung A80 von mindestens 10 % auf.
  • Aufgrund der Kombination aus hoher Festigkeit und guter Verformbarkeit eignet sich erfindungsgemäßer Stahl insbesondere zur Herstellung von komplex geformten, im praktischen Einsatz hoch belasteten Bauteilen, wie sie beispielsweise im Bereich des Karosseriebaus für Automobile benötigt werden.
  • Die vorteilhafte Eigenschaftskombination eines erfindungsgemäßen Stahls wird unter anderem dadurch erreicht, dass er trotz seiner hohen Festigkeiten ein Dualphasengefüge besitzt. So ist die Legierung eines erfindungsgemäßen Stahls so zusammengesetzt, dass er einen Martensitanteil von mindestens 20 % bis maximal 70 % besitzt. Gleichzeitig können Restaustenitanteile von bis zu 8 % vorteilhaft sein, wobei in der Regel geringere Restaustenitanteile von maximal 7 % oder darunter bevorzugt werden. Der Rest des Gefüges eines erfindungsgemäßen Dualphasenstahls besteht jeweils aus Ferrit und / oder Bainit (bainitischer Ferrit + Karbide).
  • Die hohen Festigkeiten, guten Dehnungseigenschaften und optimierten Oberflächenbeschaffenheiten sind durch die erfindungsgemäße Einstellung des Dualphasengefüges erzielt worden. Diese ist durch eine enge Auswahl der einzelnen Gehalte an den Legierungselementen ermöglicht worden, die in einem erfindungsgemäßen Stahl neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen vorhanden sind.
  • So sieht die Erfindung einen C-Gehalt von 0,050 - 0,105 Gew.-% vor. Dabei sind die erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalte an C im Hinblick auf eine möglichst gute Schweißbarkeit des Stahls gewählt worden. Besonders sicher kann die vorteilhafte Wirkung von Kohlenstoff in einem erfindungsgemäßen Stahl genutzt werden, wenn der C-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls 0,060 - 0,090 Gew.-%, insbesondere 0,070 - 0,080 Gew.-%, beträgt.
  • Si dient in einem erfindungsgemäßen Stahl zur Steigerung der Festigkeit durch Härtung des Ferrits bzw. Bainits. Um diesen Effekt nutzen zu können, ist ein Mindestgehalt an Si von 0,10 Gew.-% vorgesehen, wobei die Wirkung von Si dann besonders sicher eintritt, wenn der Si-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls mindestens 0,2 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,25 Gew.-% beträgt. Auch ist bei Einhaltung dieser Obergrenze die Gefahr von Korngrenzoxidation minimiert. Im Hinblick darauf, dass ein aus einem erfindungsgemäßen Stahl erzeugtes Flachprodukt eine für die weitere Verarbeitung und erforderlichenfalls aufgetragene Beschichtungen optimale Oberflächenbeschaffenheit besitzen soll, ist gleichzeitig die Obergrenze des Si-Gehaltes auf 0,6 Gew.-% festgelegt worden. Dabei lässt sich ein ungünstiger Einfluss von Si auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls dadurch mit noch größerer Sicherheit vermeiden, dass der Si-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf 0,4 Gew.-%, insbesondere 0,35 Gew.-%, beschränkt wird.
  • Der Mn-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls liegt im Bereich von 2,10 - 2,80 Gew.-%, um einerseits die festigkeitssteigernde Wirkung und andererseits den positiven Einfluss von Mn auf die Martensitbildung zu nutzen. Im Falle der erfindungsgemäßen Herstellung von Kaltband wirkt Mn sich zudem positiv im Hinblick auf die Absenkung der kritischen Abkühlgeschwindigkeit nach dem Glühen aus, da es die Entstehung von Perlit behindert. Die positiven Effekte der Anwesenheit von Mn in einem erfindungsgemäßen Stahl lassen sich dabei dann besonders sicher nutzen, wenn der Mn-Gehalt mindestens 2,20 Gew.-%, insbesondere mindestens 2,45 Gew.-% beträgt. Negative Einflüsse von Mn auf einen erfindungsgemäßen Stahl, wie beispielsweise eine Herabsetzung der Dehnung, Verschlechterung der Schweißeignung oder schlechtere Eignung zur Feuerverzinkung, können dadurch mit erhöhter Sicherheit ausgeschlossen werden, dass der Mn-Gehalt auf 2,70 Gew.-%, insbesondere 2,60 Gew.-%, beschränkt wird.
  • Cr wirkt in einem erfindungsgemäßen Dualphasenstahl in Gehalten von 0,2 - 0,8 Gew.-% ebenfalls festigkeitssteigernd. In Bezug auf die kritische Abkühlgeschwindigkeit nach dem Glühen eines aus erfindungsgemäßem Stahl hergestellten Kaltbands ist die Wirkung von Cr mit der Wirkung von Mn vergleichbar. Die vorteilhaften Effekte von Cr treten insbesondere dann ein, wenn der Cr-Gehalt mindestens 0,3 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,55 Gew.-% beträgt. Gleichzeitig ist der Cr-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls jedoch auf 0,8 Gew.-% beschränkt, um die Gefahr des Auftretens von Korngrenzenoxidation zu vermindern und einen negativen Einfluss auf die Dehnbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls zu vermeiden. Dies wird insbesondere dann sichergestellt, wenn die Obergrenze des Chrom-Gehalts eines erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,7 Gew.-%, insbesondere 0,65 Gew.-%, festgesetzt wird.
  • Die Anwesenheit von Titan in Gehalten von mindestens 0,02 Gew.-% trägt ebenfalls zur Steigerung der Festigkeit eines erfindungsgemäßen Stahls bei, indem es feine Ausscheidungen von TiC bzw. Ti(C,N) bildet und zur Kornfeinung beiträgt. Eine weitere positive Wirkung von Ti besteht in der Abbindung eventuell vorhandenen Stickstoffs, so dass die Bildung von Bornitriden im erfindungsgemäßen Stahl verhindert wird. Diese hätten einen stark negativen Einfluss auf die Dehnungseigenschaften und damit einhergehend auf die Umformbarkeit eines erfindungsgemäßen Flachproduktes. Durch die Anwesenheit von Ti wird somit im Fall einer Zugabe von Bor zur Festigkeitssteigerung auch sichergestellt, dass das Bor seine Wirkung voll entfalten kann. Zu diesem Zweck kann es günstig sein, wenn Ti in einer Menge zugegeben wird, die mehr als das 5,1-fache des jeweiligen N-Gehaltes beträgt (d. h. Ti-Gehalt > 1,5 (3,4 x N-Gehalt)). Zu hohe Ti-Gehalte führen allerdings zu ungünstig hohen Rekristallisationstemperaturen, was sich insbesondere dann negativ auswirkt, wenn aus erfindungsgemäßem Stahl kaltgewalzte Flachprodukte erzeugt werden, die abschließend geglüht werden. Daher ist die Obergrenze des Ti-Gehalts auf 0,10 Gew.-% beschränkt worden. Besonders sicher lässt sich der positive Einfluss von Ti auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahls nutzen, wenn sein Ti-Gehalt 0,060 - 0,090 Gew.-%, insbesondere 0,070 - 0,085 Gew.-%, beträgt.
  • Auch durch die erfindungsgemäß optional vorgesehenen Gehalte an B von bis zu 0,002 Gew.-% wird die Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls erhöht und, wie durch die jeweilige Zugabe von Mn, Cr und Mo, im Falle der Herstellung von Kaltband aus erfindungsgemäßem Stahl die kritische Abkühlgeschwindigkeit nach dem Glühen herabgesetzt. Deshalb beträgt gemäß einer besonders bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung der B-Gehalt mindestens 0,0005 Gew.-%. Gleichzeitig können jedoch zu hohe Gehalte an B die Verformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls herabsetzen und die Ausprägung des erfindungsgemäß angestrebten Dualphasengefüges negativ beeinflussen. Optimierte Wirkungen von Bor lassen sich in einem erfindungsgemäßen Stahl dadurch nutzen, dass der B-Gehalt auf 0,0007 - 0,0016 Gew.-%, insbesondere 0,0008 - 0,0013 Gew.-%, beschränkt wird.
  • Wie Bor oder Cr in den voranstehend genannten Gehaltsbereichen tragen auch die erfindungsgemäß wahlweise vorhandenen Gehalte an Molybdän von mindestens 0,05 Gew.-% zur Erhöhung der Festigkeit eines erfindungsgemäßen Stahls bei. Dabei wirkt sich die Anwesenheit von Mo erfahrungsgemäß nicht negativ auf die Beschichtbarkeit des Flachproduktes mit einer metallischen Beschichtung und seiner Dehnbarkeit aus. Praktische Versuche haben gezeigt, dass sich die positiven Einflüsse von Mo bis zu Gehalten von 0,25 Gew.-%, insbesondere 0,22 Gew.-%, auch unter Kostengesichtspunkten besonders effektiv nutzen lassen. So wirken sich bereits Gehalte an Mo von mindestens 0,05 Gew.-% positiv auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahls aus. Bei Anwesenheit ausreichender Mengen an anderen festigkeitssteigernden Elementen tritt die erwünschte Wirkung von Molybdän in einem erfindungsgemäßen Stahl insbesondere dann ein, wenn sein Mo-Gehalt 0,065 - 0,18 Gew.-%, insbesondere 0,08 - 0,13 Gew.-%, beträgt. Insbesondere dann jedoch, wenn Cr-Gehalte von weniger als 0,3 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind, ist es vorteilhaft, zur Sicherung der geforderten Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls 0,05 - 0,22 Gew.-% Mo zuzugeben.
  • Aluminium wird bei der Erschmelzung eines erfindungsgemäßen Stahls zur Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls in dem Stahl enthaltenem Stickstoff genutzt. Zu diesem Zweck kann dem erfindungsgemäßen Stahl erforderlichenfalls Al in Gehalten von weniger als < 0,1 Gew.-% zugegeben werden, wobei die gewünschte Wirkung von Al dann besonders sicher eintritt, wenn dessen Gehalte im Bereich von 0,01 - 0,06 Gew.-%, insbesondere 0,020 - 0,050 Gew.-%, liegen.
  • Der erfindungsgemäße Stahl kann zur weiteren Steigerung seiner Festigkeit Kupfer in Gehalten bis zu 0,20 Gew.-% aufweisen. Besonders günstig wirkt sich ein Kupfergehalt dabei dann aus, wenn er im Bereich von 0,08 - 0,12 Gew.-% liegt.
  • Ebenso kann bis zu 0,1 Gew.-% Nickel dem erfindungsgemäßen Stahl zugegeben werden, um die Härtbarkeit und dementsprechend die Festigkeit eines erfindungsgemäßen Stahls weiter zu verbessern.
  • Ca kann wie Al bei der Stahlerzeugung zur Desoxidation verwendet werden. Darüber hinaus kann die Anwesenheit von Ca in Gehalten von bis zu 0,005 Gew.-%, insbesondere von 0,002 - 0,004 Gew.-%, auch die Entstehung eines feinkörnigen Gefüges begünstigen.
  • Stickstoff ist in erfindungsgemäßem Stahl nur in Gehalten von bis zu 0,012 Gew.-% zugelassen, um insbesondere bei gleichzeitiger Anwesenheit von B die Bildung von Bornitriden zu vermeiden. Um sicher zu verhindern, dass das jeweils vorhandene Titan vollständig mit N abgebunden wird und nicht mehr als Mikrolegierungselement wirksam sein kann, ist der N-Gehalt bevorzugt auf 0,007 Gew.-% beschränkt.
  • Niedrige, unterhalb der erfindungsgemäß vorgesehenen Obergrenze liegende P-Gehalte tragen zur guten Schweißbarkeit erfindungsgemäßen Stahls bei. Daher wird der P-Gehalt erfindungsgemäß bevorzugt auf < 0,1, insbesondere < 0,02 Gew.-% beschränkt, wobei besonders gute Ergebnisse bei Gehalten von weniger als 0,010 Gew.-% erzielt werden.
  • Bei unterhalb der erfindungsgemäß vorgegebenen Obergrenze liegenden Gehalten an Schwefel wird die Bildung von MnS bzw. (Mn,Fe)S unterdrückt, so dass eine gute Dehnbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls bzw. der daraus hergestellten Flachprodukte gewährleistet ist. Dies ist insbesondere dann der Fall, wenn der S-Gehalt unter 0,003 Gew.-% liegt.
  • Zur erfindungsgemäßen Herstellung eines Warmbands mit einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und einem Dualphasengefüge, das zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und/oder Bainit besteht, wird zunächst ein erfindungsgemäß zusammengesetzter Dualphasenstahl erschmolzen, dann die Schmelze zu einem Vorprodukt, wie Bramme oder Dünnbramme, vergossen, anschließend das Vorprodukt bei einer Warmwalzstarttemperatur von 1100 - 1300 °C wiedererwärmt oder gehalten, daraufhin das Vorprodukt bei einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 950 °C zu einem Warmband warmgewalzt und schließlich das Warmband bei einer Haspeltemperatur von bis zu 650 °C, insbesondere 500 - 650 °C, gehaspelt.
  • In erfindungsgemäßer Weise aus einem erfindungsgemäßen Dualphasenstahl bestehende Flachprodukte können als nach dem Warmwalzen erhaltenes Warmband unmittelbar, d. h. ohne nachfolgend durchgeführten Kaltwalzprozess, der weiteren Verarbeitung zugeführt werden. Dabei konnte nachgewiesen werden, dass erfindungsgemäß zusammengesetztes Warmband unempfindlich auf die Änderung der Haspeltemperatur reagiert und sich stets Festigkeiten, die im Bereich von 1000 MPa liegen, und Streckgrenzen von 750 bis 890 MPa erreichen lassen.
  • Ähnliche Eigenschaften werden auch bei Warmbändern erzielt, die aus Complex-Phasen-Stählen erzeugt werden. Allerdings verlangen diese eine besonders exakte Einstellung der Haspeltemperatur. So gilt für aus Complex-Phasen-Stahl erzeugte Warmbänder in der Praxis eine maximal zulässige Abweichung von der Haspeltemperatur von nur 30 °C.
  • Bei erfindungsgemäß erzeugten Warmbändern bestehen derart hohe Anforderungen an die Genauigkeit der Prozessführung nicht. Stattdessen lässt sich bei der erfindungsgemäßen Erzeugung von Warmband die Haspeltemperatur über einen großen Bereich variieren, um die jeweils gewünschten Eigenschaften und Gefügeausprägungen gezielt zu beeinflussen. Für diesen Zweck besonders geeignete Haspeltemperaturen liegen im Bereich von 500 - 650 °C, wobei sich Haspeltemperaturen von 530 - 580 °C als besonders günstig erwiesen haben, da bei Temperaturen von mehr als 580 °C mit zunehmender Haspeltemperatur die Gefahr von Korngrenzoxidation steigt und bei unterhalb von 500 °C liegenden Haspeltemperaturen die Festigkeit des Warmbands so stark ansteigt, dass eine nachfolgende Verformung schwierig werden kann.
  • Aus erfindungsgemäß beschaffenem Warmband lassen sich sowohl im unbeschichteten als auch beschichteten Zustand hoch belastbare, komplex gestaltete Bauteile formen.
  • Soll das in erfindungsgemäßer Weise erhaltene Warmband unbeschichtet bleiben oder als Warmband elektrolytisch mit einem metallischen Überzug beschichtet werden, so ist keine Glühung des Flachproduktes erforderlich. Soll dagegen das Warmband durch Feuerverzinken mit einem metallischen Überzug beschichtet werden, so wird es zunächst bei einer maximalen Glühtemperatur von 600 °C geglüht und dann auf die Temperatur des Beschichtungsbades, bei dem es sich beispielsweise um ein Zinkbad handeln kann, abgekühlt. Nach dem Durchlauf des Zinkbades kann das beschichtete Warmband in konventioneller Weise auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
  • Werden Flachprodukte mit geringerer Dicke gefordert, so können aus zusammengesetztem Stahl auch Kaltbänder erzeugt werden. Bei einem zu diesem Zweck vorgesehenem erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines Kaltbands mit einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und einem Dualphasengefüge, das zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und/oder Bainit besteht, wird zunächst ein erfindungsgemäß zusammengesetzter Dualphasenstahl erschmolzen, dann die Schmelze zu einem Vorprodukt, wie Bramme oder Dünnbramme, vergossen, anschließend das Vorprodukt bei einer Warmwalzstarttemperatur von 1100 - 1300 °C wiedererwärmt oder gehalten, daraufhin das Vorprodukt bei einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 950 °C zu einem Warmband warmgewalzt, das erhaltene Warmband bei einer Haspeltemperatur von bis zu 650 °C, insbesondere 500 - 650 °C, gehaspelt, daraufhin das Warmband zu einem Kaltband kaltgewalzt, anschließend das Kaltband bei einer 700 - 900 °C betragenden Glühtemperatur geglüht und schließlich das Kaltband kontrolliert abgekühlt.
  • Das so erzeugte Kaltband kann ebenfalls mit einem vor Korrosion schützenden Überzug versehen werden.
  • Haspeltemperaturen im Bereich von bis zu 580 °C haben sich im Zusammenhang mit der Erzeugung von Kaltband als besonders vorteilhaft erwiesen, weil bei Überschreiten der Haspeltemperatur von 580 °C die Gefahr von Korngrenzoxidation ansteigt. Mit niedrigen Haspeltemperaturen steigt die Festigkeit und Streckgrenze des Warmbands an, so dass das Warmband immer schwerer kaltgewalzt werden kann. Dementsprechend wird das zu Kaltband kaltzuwalzende Warmband bevorzugt bei mindestens 500 °C, insbesondere mindestens 530 °C oder mindestens 550 °C, gehaspelt.
  • Wird das Warmband zu Kaltband kaltgewalzt, so hat es sich als günstig erwiesen, wenn dabei Kaltwalzgrade eingestellt werden, die 40 - 70 %, insbesondere 50 - 60 %, betragen. Zu geringe Verformungsgrade sind im Hinblick auf die Gefahr von Grobkornbildung beim abschließenden Glühen ungünstig. Derart kaltgewalztes erfindungsgemäßes Kaltband weist typischerweise Dicken von 0, 8 - 2,5 mm auf.
  • Sofern das erfindungsgemäße Flachprodukt mit einem metallischen Schutzüberzug versehen wird, kann dies beispielsweise durch Feuerverzinken, eine Galvannealing-Behandlung oder elektrolytisches Beschichten erfolgen. Erforderlichenfalls kann dabei vor dem Beschichten eine Voroxidation durchgeführt werden, um eine sichere Anbindung der metallischen Beschichtung an das jeweils zu beschichtende Substrat zu gewährleisten.
  • Wenn das erfindungsgemäß erzeugte Kaltband unbeschichtet bleiben oder elektrolytisch beschichtet werden soll, so erfolgt eine Glühbehandlung in einer Conti-Glühe als separater Arbeitsschritt. Die dabei erreichten maximalen Glühtemperaturen liegen im Bereich von 700 - 900 °C bei Aufheizraten von 1 - 50 K/s. Anschließend wird das geglühte Kaltband zur gezielten Einstellung der erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaftskombination bevorzugt in der Weise abgekühlt, dass im Temperaturbereich von 550 - 650 °C Abkühlgeschwindigkeiten von mindestens 10 K/s erreicht werden, um die Bildung von Perlit zu unterdrücken. Nach Erreichen der in diesem kritischen Temperaturbereich liegenden Temperatur kann das Band für eine Dauer von 10 - 100 s gehalten werden oder direkt mit einer Abkühlrate von 0,5 - 30 K/s auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
  • Wenn das Kaltband jedoch durch Feuerverzinken beschichtet werden soll, dann lassen sich die Arbeitsschritte des Glühens und des Beschichtens zusammenlegen. In diesem Fall durchläuft das Kaltband in kontinuierlicher Abfolge verschiedene Ofenabschnitte einer Feuerbeschichtungsanlage, wobei in den einzelnen Ofenabschnitten unterschiedliche Temperaturen herrschen, die im Maximum im Bereich von 700 - 900 °C liegen, wobei Aufheizraten im Bereich von 2 - 100 K/s gewählt werden sollten. Nach Erreichen der jeweiligen Glühtemperatur wird das Band dann für 10 - 200 s bei dieser Temperatur gehalten. Anschließend wird das Band auf die in der Regel unter 500 °C liegende Temperatur des jeweiligen Beschichtungsbades, bei dem es sich typischerweise um ein Zinkbad handelt, abgekühlt, wobei auch in diesem Fall im Temperaturbereich von 550 - 650 °C die Abkühlgeschwindigkeit mehr als 10 K/s betragen sollte. Optional kann das Kaltband nach Erreichen dieser Temperaturstufe für 10 - 100 s bei der jeweiligen Temperatur gehalten werden. Dann läuft das geglühte Kaltband durch das jeweilige Beschichtungsbad, bei dem es sich bevorzugt um ein Zinkbad handelt. Anschließend erfolgt entweder eine Abkühlung auf Raumtemperatur, um ein konventionell feuerverzinktes Kaltband zu erhalten, oder ein schnelles Aufheizen mit anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur, um ein Galvanealed-Kaltband herzustellen.
  • Erforderlichenfalls kann das Kaltband im beschichteten oder unbeschichteten Zustand nach der Glühbehandlung einer Dressierwalzung unterzogen werden, bei der im Bereich von bis 2 % liegende Dressiergrade eingestellt werden.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • Sechzehn Stahlschmelzen 1 - 16, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind, sind in konventioneller Weise erschmolzen und zu Brammen vergossen worden. Die Brammen sind anschließend in einem Ofen auf 1200 °C wiedererwärmt und ausgehend von dieser Temperatur in konventioneller Weise warmgewalzt worden. Die Walzendtemperatur betrug dabei 900 °C.
  • Für eine erste Versuchsreihe sind die so erhaltenen Warmbänder bei einer mit einer Genauigkeit von +/- 30 °C eingestellten Haspeltemperatur von 550 °C gehaspelt worden, bevor sie mit einem Kaltwalzgrad von 50 %, 65 % bzw. 70 % zu Kaltband mit einer Dicke von 0,8 mm bis 2 mm kaltgewalzt worden sind.
  • In Tabelle 2 sind für die in der ersten Versuchsreihe aus den Schmelzen 1 bis 16 erzeugten Kaltbänder der Gefügezustand, die mechanischen Eigenschaften sowie die jeweils eingestellten Kaltwalzgrade und Banddicken angegeben.
  • In vier weiteren Versuchsreihen sind die aus den Schmelzen 1 bis 16 in der voranstehend beschriebenen Weise erzeugten Warmbänder bei einer weniger als 100 °C, bei einer 500 °C, bei einer 600 °C und bei einer 650 °C betragenden Haspeltemperatur gehaspelt worden. Die für diese Warmbänder ermittelten Eigenschaften sind in den Tabellen 3 (Haspeltemperatur 20 °C), 4 (Haspeltemperatur = 500 °C), 5 (Haspeltemperatur = 580 °C) und 6 (Haspeltemperatur = 650 °C) eingetragen. Die so erhaltenen Warmbänder waren nicht für das Kaltwalzen bestimmt, sondern sind als Warmbänder - ggf. nach Auftrag einer metallischen Schutzbeschichtung - der weiteren Verarbeitung zu Bauteilen zugeführt worden. Tabelle 1
    Schmelze C Si Mn Al Mo Ti Cr B P S N
    1 0,087 0,18 2,22 0,007 0,100 0,050 0,60 0,001 0,007 0,004 0,0045
    2 0,069 0,28 2,62 0,04 0,092 0,080 0,58 0,0015 0,008 0,0015 0,0031
    3 0,095 0,23 2,27 0,031 0,10 0,075 0,62 0,0012 0,013 0,002 0,0051
    4 0,089 0,22 2,31 0,034 0,050 0,081 0,64 0,0017 0,012 0,0021 0,0036
    5 0,091 0,31 2,52 0,034 0,150 0,052 0,42 0,0011 0,009 0,003 0,0046
    6 0,060 0,26 2,15 0,041 0,250 0,051 0,25 0,001 0,012 0,0019 0,0052
    7 0,102 0,15 2,26 0,038 0,050 0,090 0,80 0,0018 0,009 0,0021 0,0049
    8 0,065 0,60 2,64 0,032 0,095 0,025 0,45 0,0012 0,014 0,0017 0,0039
    9 0,063 0,16 2,10 0,035 0,240 0,063 0,71 0,0011 0,008 0,0021 0,0046
    10 0,092 0,35 2,12 0,032 0,098 0,077 0,46 0,0017 0,013 0,003 0,0033
    11 0,100 0,21 2,34 0,042 0,130 0,065 0,47 0,0018 0,014 0,0017 0,0032
    12 0,072 0,50 2,65 0,031 0,160 0,089 0,32 0,0014 0,009 0,0021 0,005
    13 0,076 0,34 2,39 0,037 0,200 0,057 0,54 0,0015 0,012 0,0015 0,0047
    14 0,084 0,23 2,52 0,037 0,060 0,031 0,63 0,001 0,008 0,0033 0,0032
    15 0,092 0,15 2,27 0,033 0,210 0,035 0,75 0,0013 0,014 0,0018 0,0041
    16 0,083 0,05 2,20 0,032 0,170 0,070 0,80 0,0016 0,013 0,0018 0,0032
    Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
    Tabelle 2
    Schmelze Rp0.2 Rm A80 Gefüge Kaltwalz-grad Dicke
    [MPa] [%] Matrix Martensit [%] Rest- austenit [%] [%] [mm]
    1 601 980 14,8 Ferrit/Bainit 35 - 40 3 50 2
    2 659 1038 15,9 Bainit/Ferrit 40 - 50 2 50 2
    3 621 1012 14,6 Bainit/Ferrit 35 - 45 1 65 1,2
    4 596 996 15,1 Ferrit/Bainit 30 - 40 7 50 2
    5 612 1021 13,8 Ferrit/Bainit 45 - 55 2 70 0,8
    6 635 1036 16,8 Bainit/Ferrit 55 - 65 1,5 70 0,8
    7 675 1079 13,7 Bainit 60 - 70 1 50 2
    8 580 964 15,2 Ferrit/Bainit 20 - 30 2 65 1,2
    9 613 1030 15,6 Bainit/Ferrit 45 - 55 3 70 0,8
    10 665 1042 14,5 Bainit/Ferrit 60 - 70 1 70 0,8
    11 597 977 16,7 Ferrit/Bainit 25 - 35 3 50 2
    12 645 1063 14,7 Bainit 55 - 65 1 50 2
    13 624 1003 16,3 Ferrit/Bainit 30 - 40 5 65 1,2
    14 627 998 14,2 Ferrit/Bainit 30 - 40 2 65 1,2
    15 589 985 15 Ferrit/Bainit 30 - 40 3 50 2
    16 616 1026 14,5 Bainit/Ferrit 45 - 55 1 70 0,8
    Tabelle 3
    Schmelze Rp0.2 Rm A80 Gefüge
    [MPa] [MPa] [%] Matrix Martensit [%]
    1 936 1013 9,3 Bainit 30 - 35
    2 810 1011 10,1 Bainit 30
    3 860 995 11,2 Bainit 25 - 30
    4 796 1037 10,9 Bainit 45
    5 818 999 9,8 Bainit 30
    6 838 996 10,2 Bainit 30
    7 803 992 9,8 Bainit 25 - 30
    8 846 1013 10,9 Bainit 30 - 40
    9 923 1050 10,3 Bainit 35 - 40
    10 890 1034 10,1 Bainit 35 - 40
    11 820 1011 10,4 Bainit / bainitischer Ferrit 30
    12 910 1025 9,8 Bainit / bainitischer Ferrit 30 - 35
    13 879 1015 11,1 Bainit / bainitischer Ferrit 25 - 30
    14 865 1026 9,7 Bainit 35
    15 804 997 10,8 Bainit 20
    16 906 1042 10,1 Bainit 40 - 45
    Tabelle 4
    Schmelze Rp0.2 Rm A80 Gefüge
    [MPa] [MPa] [%] Matrix Martensit [%]
    1 802 984 9,5 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20
    2 810 1011 10,1 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 25-30
    3 752 988 11,2 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    4 838 978 11,3 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20
    5 810 1009 11,2 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    6 760 967 11,6 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20
    7 807 1007 10,1 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 20
    8 814 983 9,1 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    9 876 1037 11 Bainit, Anteile globularer Ferrit 30
    10 864 1023 9,8 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 30-35
    11 789 998 10,6 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 20
    12 832 1003 10,5 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    13 851 1006 11,9 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    14 824 997 9,8 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 20
    15 798 986 11 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    16 854 1011 10,2 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 25-30
    Tabelle 5
    Schmelze Rp0.2 Rm A80 Gefüge
    [MPa] [MPa] [%] Matrix Martensit [%]
    1 787 1000 11,1 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 25
    2 821 1012 12,2 Bainit, Anteile globularer Ferrit 30
    3 795 998 9,3 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    4 787 1001 10,7 Bainit, Anteile globularer Ferrit 25
    5 822 1013 11,2 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 30
    6 792 998 9,6 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    7 862 1003 10,9 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    8 826 991 10,2 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    9 812 1003 12,4 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 30
    10 898 1065 11 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 30-35
    11 780 994 10,6 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    12 866 987 10,4 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    13 784 998 11,1 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 20
    14 802 1002 11 Bainit/banitischer Ferrit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    15 826 991 10,2 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    16 833 1008 11,4 Bainit, Anteile globularer Ferrit 20-25
    Tabelle 6
    Schmelze Rp0.2 Rm A80 Gefüge
    [MPa] [MPa] [%] Matrix Martensit [%]
    1 833 1034 14,6 Bainit (bainit. Ferrit, 4 % Restaustenit, Karbidausscheidungen), Anteile globularer Ferrit 25
    2 760 1004 17,3 Bainit (bainit. Ferrit, 4 % Restaustenit, Karbidausscheidungen) 20
    3 821 1014 10,7 Bainit (bainit. Ferrit, 2 % Restaustenit, Karbidausscheidungen),Anteile globularer Ferrit 25
    4 862 1016 10,4 Bainit (bainit. Ferrit, < 1 % Restaustenit, Karbidausscheidungen), Anteile globularer Ferrit 20 - 25
    5 829 996 16,7 Bainit (bainit. Ferrit, 3 % Restaustenit, Karbidausscheidungen), Anteile globularer Ferrit 20
    6 807 1014 15,9 Bainit (bainit. Ferrit, 4,5 % Restaustenit, Karbidausscheidungen), Anteile globularer Ferrit 20
    7 742 990 18,2 Bainit (bainit. Ferrit, 2 % Restaustenit, Karbidausscheidungen), Anteile globularer Ferrit 20
    8 867 1046 10,8 Bainit (bainit. Ferrit, 1 % Restaustenit, Karbidausscheidungen) 20 - 25
    9 780 1003 16,3 Bainit (bainit. Ferrit, 3,5 % Restaustenit, Karbidausscheidungen) 20
    10 887 1007 9,5 Bainit (bainit. Ferrit < 1 % Restaustenit, Karbidausscheidungen) 20
    11 787 1024 15,8 Bainit (bainit. Ferrit, 4 % Restaustenit, Karbidausscheidungen) 20
    12 822 985 16,3 Bainit (bainit. Ferrit, 2 % Restaustenit, Karbidausscheidungen), Anteile globularer Ferrit 20
    13 782 1001 10 Bainit (bainit. Ferrit < 1 % Restaustenit, Karbidausscheidungen), Anteile globularer Ferrit 25
    14 824 1029 13,9 Bainit (bainit. Ferrit, 3,5 % Restaustenit, Karbidausscheidungen) 20
    15 848 1027 11,7 Bainit (bainit. Ferrit, 2 % Restaustenit, Karbidausscheidungen), Anteile globularer Ferrit 20
    16 779 1004 15,3 Bainit (bainitischer Ferrit, 4 % Restaustenit, Karbidausscheidungen), Anteile globularer Ferrit 20

Claims (31)

  1. Dualphasenstahl, dessen Gefüge zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und / oder Bainit besteht und der eine Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa besitzt, mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%): C: 0,050 - 0,105 %, Si: 0,20 - 0,60 %, Mn: 2,10 - 2,80 %, Cr: 0,20 - 0,80 %, Ti: 0,02 - 0,10 %, B: < 0,0020 %, Mo: < 0,25 %, Al: < 0,10 %, Cu: bis zu 0,20 %, Ni: bis zu 0,10 %, Ca: bis zu 0,005 %, P: bis zu 0,2 %, S: bis zu 0,01 %, N: bis zu 0,012 %
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
  2. Dualphasenstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass seine Streckgrenze mindestens 580 MPa beträgt.
  3. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine Dehnung A80 mindestens 10 % beträgt.
  4. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein P-Gehalt < 0,1 Gew.-%, insbesondere < 0,020 Gew.-% ist.
  5. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt 0,06 - 0,09 Gew.-% beträgt.
  6. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt 0,20 - 0,40 Gew.-% beträgt.
  7. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Mn-Gehalt 2,20 - 2,70 Gew.-% beträgt.
  8. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt 0,40 - 0,70 Gew.-% beträgt.
  9. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt 0,060 - 0,090 Gew.-% beträgt.
  10. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass bei Anwesenheit von N der Ti-Gehalt mehr als das 5,1-fache des jeweiligen N-Gehalts beträgt.
  11. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein B-Gehalt 0,0005 - 0,002 Gew.-% beträgt.
  12. Dualphasenstahl nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass sein B-Gehalt 0,0007 - 0,0015 Gew.-% beträgt.
  13. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Mo-Gehalt 0,05 - 0,20 Gew.-% beträgt.
  14. Dualphasenstahl nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt < 0,3 Gew.-% ist.
  15. Dualphasenstahl nach Anspruch 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, dass sein Mo-Gehalt 0,065 - 0,150 Gew.-% beträgt.
  16. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt 0,01 - 0,06 Gew.-% beträgt.
  17. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cu-Gehalt 0,07 - 0,13 Gew.-% beträgt.
  18. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein S-Gehalt < 0,003 Gew.-% ist.
  19. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt < 0,007 Gew.-% ist.
  20. Dualphasenstahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Restaustenitgehalt weniger als 7 % beträgt.
  21. Flachprodukt bestehend aus einem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 20 beschaffenen Dualphasenstahl.
  22. Flachprodukt nach Anspruch 21 dadurch gekennzeichnet, dass es ein nur warmgewalztes Warmband ist.
  23. Flachprodukt nach Anspruch 21 dadurch gekennzeichnet, dass es ein durch Kaltwalzen erhaltenes Kaltband ist
  24. Flachprodukt nach einem der Ansprüche 21 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einem metallischen Schutzüberzug versehen ist.
  25. Flachprodukt nach Anspruch 24, dadurch gekennzeichnet, dass der metallische Schutzüberzug durch Feuerverzinken erzeugt ist.
  26. Flachprodukt nach Anspruch 24, dadurch gekennzeichnet, dass der metallische Schutzüberzug durch Galvannealing erzeugt ist.
  27. Verfahren zum Herstellen eines Warmbands mit einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und einem Dualphasengefüge, das zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und/oder Bainit besteht, umfassend folgende Arbeitsschritte:
    - Erschmelzen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 20 zusammengesetzten Dualphasenstahls,
    - Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, wie Bramme oder Dünnbramme,
    - Wiedererwärmen oder Halten des Vorprodukts bei einer Warmwalzstarttemperatur von 1100 - 1300 °C,
    - Warmwalzen des Vorprodukts bei einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 950 °C zu einem Warmband,
    - Haspeln des Warmbands bei einer Haspeltemperatur von bis zu 650 °C, insbesondere 500 - 650 °C.
  28. Verfahren zum Herstellen eines Kaltbands mit einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und einem Dualphasengefüge, das zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und/oder Bainit besteht, umfassend folgende Arbeitsschritte:
    - Erschmelzen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 20 zusammengesetzten Dualphasenstahls
    - Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, wie Bramme oder Dünnbramme,
    - Wiedererwärmen oder Halten des Vorprodukts bei einer Warmwalzstarttemperatur von 1100 - 1300 °C,
    - Warmwalzen des Vorprodukts bei einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 950 °C zu einem Warmband,
    - Haspeln des Warmbands bei einer Haspeltemperatur von bis zu 650 °C, insbesondere von 500 - 650 °C,
    - Kaltwalzen des Warmbands zu einem Kaltband,
    - Glühen des Kaltbands bei einer 700 - 900 °C betragenden Glühtemperatur,
    - kontrolliertes Abkühlen des geglühten Kaltbands.
  29. Verfahren nach Anspruch 27 oder 28, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur mehr als 500 °C bis 580 °C beträgt.
  30. Verfahren nach einem der Ansprüche 27 - 29, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmband mit einem Kaltwalzgrad von 40 - 70 % zu Kaltband kaltgewalzt wird.
  31. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die kontrollierte Abkühlung im Temperaturbereich von 550 - 650 °C mit einer mindestens 10 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit erfolgt.
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ES07114399T ES2367713T3 (es) 2007-08-15 2007-08-15 Acero de fase dual, producto plano de un acero de fase dual tal y procedimiento para la fabricación de un producto plano.
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JP2010520537A JP5520221B2 (ja) 2007-08-15 2008-08-07 ２相スチール、２相スチールで作られたフラット製品およびフラット製品の製造方法
PCT/EP2008/060382 WO2009021898A1 (de) 2007-08-15 2008-08-07 Dualphasenstahl, flachprodukt aus einem solchen dualphasenstahl und verfahren zur herstellung eines flachprodukts
US12/673,279 US20110220252A1 (en) 2007-08-15 2008-08-07 Dual-phase steel, flat product made of such a dual-phase steel and process for the production of a flat product
CN2008801034281A CN101802237B (zh) 2007-08-15 2008-08-07 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法

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Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102012002079A1 (de) 2012-01-30 2013-08-01 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
WO2015014333A3 (de) * 2013-07-30 2015-11-05 Salzgitter Flachstahl Gmbh Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102015111177A1 (de) 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
WO2017021464A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester manganhaltiger stahl, verwendung des stahls für flexibel gewalzte stahlflachprodukte und herstellverfahren nebst stahlflachprodukt hierzu
WO2019001424A1 (zh) * 2017-06-29 2019-01-03 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧退火双相钢、钢板及其制造方法
EP3418419A4 (de) * 2016-03-31 2019-01-23 JFE Steel Corporation Dünnes stahlblech, plattiertes stahlblech, verfahren zur herstellung von warmgewalztem stahlblech, verfahren zur herstellung von kaltgewalztem vollhartstahlblech, verfahren zur herstellung von dünnem stahlblech und verfahren zur herstellung von plattiertem stahlblech
DE102017123236A1 (de) 2017-10-06 2019-04-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl
DE102017218434A1 (de) 2017-10-16 2019-04-18 Thyssenkrupp Ag Emaillieren von höherfesten Stählen
WO2020221628A1 (en) * 2019-04-30 2020-11-05 Tata Steel Ijmuiden B.V. Process for producing batch annealed tailor rolled strip

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102851611B (zh) * 2011-06-29 2014-03-05 宝山钢铁股份有限公司 耐深水压力壳体用超高强韧性钢板及其制造方法
US9115416B2 (en) * 2011-12-19 2015-08-25 Kobe Steel, Ltd. High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability
DE102011056847B4 (de) 2011-12-22 2014-04-10 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Stahlblech zur Verwendung als Verpackungsstahl sowie Verfahren zur Herstellung eines Verpackungsstahls
JP6228741B2 (ja) * 2012-03-27 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法
EP2684975B1 (de) * 2012-07-10 2016-11-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102013101847B3 (de) * 2013-02-25 2014-03-27 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Verfahren zur Herstellung eines korrosionsbeständigen Stahlblechs
WO2016001702A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001710A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel having improved strength and ductility and obtained sheet
WO2016001706A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
WO2016001700A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
TWI653342B (zh) * 2015-01-14 2019-03-11 美商Ａｋ鋼鐵資產公司 具有改良性質之雙相鋼
KR101736620B1 (ko) * 2015-12-15 2017-05-17 주식회사 포스코 화성처리성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
DE102017204099A1 (de) * 2016-03-15 2017-09-21 Ksb Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus einem Duplexstahl sowie mit dem Verfahren hergestellte Bauteile
CN106756512B (zh) * 2017-01-12 2018-12-18 唐山钢铁集团有限责任公司 一钢多级的热轧复相高强钢板及其生产方法
CN109097676A (zh) * 2018-08-06 2018-12-28 首钢集团有限公司 一种合金化热镀锌双相钢及其制备方法
JP7029574B2 (ja) * 2018-09-26 2022-03-03 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト コーティングされた平鋼生産物を製造する方法及びコーティングされた平鋼生産物
CN111334716B (zh) * 2020-03-25 2021-04-13 江西理工大学 一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用
KR102487306B1 (ko) * 2020-12-21 2023-01-13 현대제철 주식회사 점용접성 및 성형성이 우수한 초고장력 냉연강판, 초고장력 도금강판 및 그 제조방법
CN116917506A (zh) 2021-03-03 2023-10-20 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 扁钢产品、其制造方法和这种扁钢产品的用途

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08311600A (ja) * 1995-05-19 1996-11-26 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
EP0753596A1 (de) * 1995-01-26 1997-01-15 Nippon Steel Corporation Schweissbarer hochfester stahl mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP1367143A1 (de) * 2001-02-27 2003-12-03 Nkk Corporation Feuerverzinktes stahlblech mit hoher festigkeit und herstellungsverfahren dafür
US20050139293A1 (en) * 2003-12-25 2005-06-30 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating film adhesion

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19710125A1 (de) * 1997-03-13 1998-09-17 Krupp Ag Hoesch Krupp Verfahren zur Herstellung eines Bandstahles mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit
DE19936151A1 (de) * 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
EP1288322A1 (de) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. Ultrahochfester Stahl, Produkt aus diesem Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung
FR2833617B1 (fr) * 2001-12-14 2004-08-20 Usinor Procede de fabrication de toles laminees a froid a tres haute resistance d'aciers dual phase micro-allies
FR2855184B1 (fr) * 2003-05-19 2006-05-19 Usinor Tole laminee a froid et aluminiee en acier dual phase a tres haute resistance pour ceinture anti-implosion de televiseur, et procede de fabrication de cette tole
AU2005227564B2 (en) * 2004-03-31 2008-02-21 Jfe Steel Corporation High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0753596A1 (de) * 1995-01-26 1997-01-15 Nippon Steel Corporation Schweissbarer hochfester stahl mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit
JPH08311600A (ja) * 1995-05-19 1996-11-26 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP1367143A1 (de) * 2001-02-27 2003-12-03 Nkk Corporation Feuerverzinktes stahlblech mit hoher festigkeit und herstellungsverfahren dafür
US20050139293A1 (en) * 2003-12-25 2005-06-30 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating film adhesion

Cited By (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102012002079A1 (de) 2012-01-30 2013-08-01 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
WO2013113304A2 (de) 2012-01-30 2013-08-08 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester mehrphasenstahl mit verbesserten eigenschaften bei herstellung und verarbeitung
WO2013113304A3 (de) * 2012-01-30 2014-04-03 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester mehrphasenstahl mit verbesserten eigenschaften bei herstellung und verarbeitung
DE102012002079B4 (de) * 2012-01-30 2015-05-13 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
US10273552B2 (en) 2012-01-30 2019-04-30 Salzgitter Flachstahl Gmbh Ultrahigh-strength multiphase steel with improved properties during production and processing
WO2015014333A3 (de) * 2013-07-30 2015-11-05 Salzgitter Flachstahl Gmbh Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
US10612113B2 (en) 2013-07-30 2020-04-07 Salzgitter Flachstahl Gmbh Micro-alloyed high-strength multi-phase steel containing silicon and having a minimum tensile strength of 750 MPA and improved properties and method for producing a strip from said steel
WO2016078644A1 (de) 2014-11-18 2016-05-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
US10626478B2 (en) 2014-11-18 2020-04-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Ultra high-strength air-hardening multiphase steel having excellent processing properties, and method for manufacturing a strip of said steel
DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102015111177A1 (de) 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
WO2017021464A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester manganhaltiger stahl, verwendung des stahls für flexibel gewalzte stahlflachprodukte und herstellverfahren nebst stahlflachprodukt hierzu
US11453926B2 (en) 2016-03-31 2022-09-27 Jfe Steel Corporation Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
EP3418419A4 (de) * 2016-03-31 2019-01-23 JFE Steel Corporation Dünnes stahlblech, plattiertes stahlblech, verfahren zur herstellung von warmgewalztem stahlblech, verfahren zur herstellung von kaltgewalztem vollhartstahlblech, verfahren zur herstellung von dünnem stahlblech und verfahren zur herstellung von plattiertem stahlblech
CN109207867A (zh) * 2017-06-29 2019-01-15 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧退火双相钢、钢板及其制造方法
WO2019001424A1 (zh) * 2017-06-29 2019-01-03 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧退火双相钢、钢板及其制造方法
WO2019068560A1 (de) 2017-10-06 2019-04-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus diesem mehrphasenstahl
DE102017123236A1 (de) 2017-10-06 2019-04-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl
WO2019076717A1 (de) 2017-10-16 2019-04-25 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Emaillieren von höherfesten stählen
DE102017218434A1 (de) 2017-10-16 2019-04-18 Thyssenkrupp Ag Emaillieren von höherfesten Stählen
WO2020221628A1 (en) * 2019-04-30 2020-11-05 Tata Steel Ijmuiden B.V. Process for producing batch annealed tailor rolled strip

Also Published As

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