EP2684975A1 - Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung Download PDF

Info

Publication number
EP2684975A1
EP2684975A1 EP12175756.1A EP12175756A EP2684975A1 EP 2684975 A1 EP2684975 A1 EP 2684975A1 EP 12175756 A EP12175756 A EP 12175756A EP 2684975 A1 EP2684975 A1 EP 2684975A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
temperature
flat
product
cooling
flat steel
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.)
Granted
Application number
EP12175756.1A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP2684975B1 (de
Inventor
Roland Sebald
Dorothea Mattissen
Sigrun EBEST
Stefan Follner
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe 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
Priority to PL12175756T priority Critical patent/PL2684975T3/pl
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Priority to ES12175756.1T priority patent/ES2614465T3/es
Priority to EP12175756.1A priority patent/EP2684975B1/de
Priority to CN201380036484.9A priority patent/CN104471096B/zh
Priority to JP2015520969A priority patent/JP6236078B2/ja
Priority to BR112014021543-0A priority patent/BR112014021543B1/pt
Priority to KR1020147021943A priority patent/KR102128563B1/ko
Priority to PCT/EP2013/064551 priority patent/WO2014009404A1/de
Priority to US14/377,398 priority patent/US10344344B2/en
Publication of EP2684975A1 publication Critical patent/EP2684975A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP2684975B1 publication Critical patent/EP2684975B1/de
Not-in-force legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C21D8/0284—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the invention relates to a cold rolled flat steel product and a process for its production.
  • flat steel products this refers to steel strips and sheets or blanks derived therefrom.
  • a dual-phase steel is known, which in addition to a strength of at least 950 MPa and good ductility also has a surface texture that allows using a simple manufacturing process, the flat product produced from this steel in the uncoated or provided with a corrosion protective coating state to a deforming a complex shaped component, such as a part of an automobile body.
  • This is achieved according to this prior art by the fact that the known dual-phase steel consists of 20-70% of martensite, up to 8% of retained austenite and the remainder of ferrite and / or bainite.
  • the known steel in wt .-%): C: 0.10 - 0.20%, Si: 0.10 - 0.60%, Mn: 1.50 - 2.50%, Cr: 0, 20 - 0.80%, Ti: 0.02-0.08%, B: ⁇ 0.0020%, Mo: ⁇ 0.25%, Al: ⁇ 0.10%, P: ⁇ 0.2%, S: ⁇ 0.01%, N: ⁇ 0.012% and the remainder iron and unavoidable impurities.
  • a flat steel product made from such a steel can be used as a hot strip or cold strip.
  • Si is used in the known steel to increase the strength by hardening the ferrite or bainite.
  • a minimum content of Si of 0.10 wt .-% is provided.
  • the Si content is limited to 0.6 wt%, with lower upper limits for the Si content be particularly preferred to minimize the risk of grain boundary oxidation.
  • the cutting gap is 8% to 14% of the sheet thickness.
  • the board is clamped in the test tool so that the degree of cutting of the hole is on the bottom.
  • the hold-down force is a maximum of 400 kN.
  • Below the tool then becomes a round 100 mm diameter punch against the sample and the board is arched until the hole edge fails.
  • the maximum hole diameter d M reached when a first crack of the hole edge occurs is detected, and the hole expansion ratio ⁇ M is determined as the ratio d 0 / d M expressed in "%".
  • the object of the invention was to provide a flat steel product which can be produced by simple means and, despite high strength values, has optimum deformability characterized by a high elongation at break and a good hole expansion ratio ⁇ M.
  • a method should be given which allows the production of such a flat steel product in a simple manner.
  • the solution according to the invention of the abovementioned object is that during the production of a cold-rolled flat steel product according to the invention, the working steps specified in claim 4 are run through.
  • a flat steel product according to the invention is accordingly produced from a steel which consists of (in% by weight) C: 0.12 - 0.19%, Mn: 1.5-2.5%, Si: > 0, 60 - 1,0%, Al: ⁇ 0.1%, Cr: 0.2 - 0.6%, Ti: 0.05-0.15%, and the remainder is iron and production-related unavoidable impurities.
  • the structure of the flat steel product according to the invention is characterized in that it has 2-15% by volume, in particular at least 5% by volume, better still more than 8% by volume retained austenite.
  • the microstructure of a steel according to the invention is free in the technical sense of bainite and perlite.
  • the presence of effective bainite or pearlite content in the microstructure of a flat steel product according to the invention would impair its elongation at break and, consequently, its deformability, in particular the desired good hole widening properties. Due to the inventively specified contents of retained austenite, however, the required elongation at break of at least 15% is achieved, which has a flat steel product according to the invention.
  • a cold rolled flat steel product according to the invention has distinct differences.
  • Complex phase steels generally have a higher yield ratio, compared to the flat steel product according to the invention, with a lower "quality" calculated as the product of tensile strength Rm and elongation at break A80. This is due to the relatively high yield strength and thereby lower elongation of the known steels
  • the deformation behavior of the flat steel product according to the invention is similar to that of a dual-phase steel. However, a big difference can be found in the structures. While a flat steel product according to the invention has a residual austenite content of up to 15% Dual-phase steels no or only very low retained austenite contents.
  • TRIP steels in contrast to the flat steel product according to the invention, have significantly higher elongations at break. This results in grades (Rm * A80) of 20,000 MPa *% and more.
  • TRIP steels must be alloyed with increased contents of carbon, silicon and / or aluminum in order to achieve the so-called TRIP effect by means of sufficient stabilization of the retained austenite and secondly to achieve the corresponding strength.
  • such an alloy concept leads to a weldability that is significantly worse than that of a flat steel product according to the invention, in which high strength and, on the other hand, good weldability are attained by setting the contents of the alloying elements in an optimized manner, in particular with regard to the Si content.
  • the hole expansion ratio ⁇ M determined according to Marciniak is at least 6% for a flat steel product according to the invention, with hole expansion ratios ⁇ M of 7% and more regularly being achieved.
  • a flat steel product according to the invention has a high elongation at break of at least 15% and, associated therewith, a quality (Rm * A80) which is at least 14000 MPa *% at a minimum tensile strength Rm of 880 MPa.
  • the tensile strengths Rm Steel flat products according to the invention in the range of 880-1150 MPa.
  • the yield strength of a flat steel product according to the invention is at least 550 MPa, yielding yield strengths of 580 MPa and more on a regular basis. Typically, the yield strengths of flat steel products according to the invention are in the range of 580 - 720 MPa. For a flat steel product according to the invention, the yield ratio (ReL / Rm) is accordingly also 0.55-0.75.
  • the elongation at break A80 of a flat steel product according to the invention is at least 15%, with regular elongation at break A80 of up to 25% being achieved.
  • Carbon is present in a flat steel product of the invention at levels of 0.12-0.19% by weight to provide strength enhancement by interstitial solid solution formation and precipitation hardening to form cementite (Fe 3 C).
  • the minimum level of 0.12 wt% is necessary to achieve the desired strength.
  • the maximum content of 0.19% by weight should not be exceeded in order to meet in practice the weldability of Flat steel products of the type according to the invention requirements to meet.
  • Manganese is present in a flat steel product of the invention at levels of 1.5-2.5% by weight.
  • the addition of manganese increases yield strength and tensile strength.
  • a tensile strength Rm of at least 880 MPa and a yield strength ReL of at least 550 MPa, in particular at least 580 MPa possible.
  • More than 2.5% by weight of Mn should not be present in a steel according to the invention, since at higher Mn contents the risk of formation of manganese segregations increases, which can adversely affect the material behavior.
  • the content of silicon which is present in a steel flat product according to the invention in contents of> 0.60-1.0% by weight, is of particular importance with regard to the formation of the microstructure.
  • Si content By making the Si content more than 0.60% by weight, the formation of pearlite is suppressed, enabling carbonization of the austenite with carbon and concomitantly increasing the retained austenite stability.
  • the retained austenite transforms into martensite during forming, which provides additional strengthening.
  • Silicon also forms mixed crystals with iron, which increase the strength in the steel.
  • the positive effects of the presence of silicon in a flat steel product according to the invention can be used particularly reliably if the Si content is at least 0.65% by weight, in particular at least 0.7% by weight.
  • the Si content is limited to at most 1.0% by weight, such scale formation being limited in particular when the Si content is limited to not more than 0.95% by weight.
  • the steel constituting the flat steel product according to the invention is aluminum-killed. Accordingly, flat steel products according to the invention regularly contain more than 0.01% by weight and up to 0.1% by weight of aluminum.
  • Chromium is present in a flat steel product of the invention at levels of 0.2-0.6 wt%. Chromium strengthens the steel flat product according to the invention. In addition, in the course of the production of a flat steel product according to the invention, hot processing of the steel is delayed by the presence of Cr, the formation of bainite. A content of 0.2% by weight is required to achieve the necessary strength. The content is limited to 0.6 wt .-%, since tests have shown that too high a chromium content has an unfavorable effect on the elongation and concomitantly on the quality (Rm * A80) of the flat steel product according to the invention.
  • Titanium is added to a flat steel product according to the invention as a micro-alloying element in amounts of 0.05-0.15% by weight. Due to the presence of Ti, the steel has the finest precipitates of Ti (C, N) contributing to increase in strength and grain refining.
  • the grain size of the structure according to ASTM is less than or equal to 15, ie less than or equal to 1.9 ⁇ m.
  • a Ti content of at least 0.05 wt .-% is required, with the positive effect of Ti is particularly safe when the Ti content of the steel at least 0.07 wt .-%, in particular at least 0.09 wt .-%, is. From a content of 0.15 wt .-%, no further improvements of the effect of Ti occur.
  • a flat steel product according to the invention is suitable for applications in which higher degrees of deformation in combination with high strength values are necessary.
  • Typical examples of these applications are crash-relevant components such as side members and permanently loaded chassis parts during operation.
  • the steel flat product is cooled at a cooling rate of 8-100 K / s to an intermediate temperature of 450-550 ° C.
  • the cooling rate of at least 8 K / s is needed here in order to avoid the formation of perlite and bainite and nevertheless to generate sufficient amount of ferrite.
  • In the temperature range of 450 ° C to 550 ° C also finds the first enrichment of austenite with carbon instead.
  • the cooling in the first stage of the two-stage cooling can be carried out with any suitable, ensuring a sufficient cooling rate medium.
  • available cooling devices are used in practice. So the cooling can be done in moving air.
  • the cooling in the second stage of the two-stage cooling can be carried out according to a practical embodiment of the invention in that the flat steel product is cooled by contact with the cooled rollers.
  • the steel flat product can be cooled in the second stage of the two-stage cooling by a moving air flow.
  • the overaging treatment can be done, for example, by the steel flat product undergoing an environmentally shielded space in the overaging treatment.
  • the temperature of the flat steel product is set to 100-400 ° C. Based on the temperature with which the Steel flat product enters the overaging treatment, this adjustment of the temperature can be carried out as heating, cooling or holding.
  • the coating of the flat steel product with the metallic protective layer can be carried out particularly effectively electrolytically.
  • the figure shows a diagram in which the typical for an inventive annealing spans the temperature profile are shown over time.
  • the slabs were then thoroughly heated at an austenitizing temperature of 1100-1300 ° C., so that the slabs had a completely austenitic microstructure on entry into the subsequently passed hot rolling mill.
  • the slabs are then hot-rolled at the hot-rolling end temperatures WET given in Table 1b to hot-rolled strip with a thickness DKW of 1.8-4.6 mm, then air, to the respective values also given in Table 1b Reel temperature HT cooled and reeled at the rewinding temperature HT respectively achieved. Pickling was then optionally performed to remove any scale present on the hot strip prior to cold rolling to allow for optimum surface finish during subsequent cold rolling.
  • samples of the cold-rolled steel flat products thus obtained were subjected to various heat treatments A - J, in which they are heated in each case to an annealing temperature GT, then held at the annealing temperature GT over an annealing time tG, then in a first cooling stage with a first cooling rate r1 a first target temperature ZT1 and immediately thereafter in a second cooling stage with a second cooling rate r2 have been brought to a second target temperature ZT2.
  • the respectively obtained samples of cold rolled steel flat products are over an aging period of 250-710 s for a period of time tUeA at an over-aging temperature TUeA at 400-100 ° C at the end of the treatment, in an overburdened space of an overaging treatment been subjected.
  • the parameters set during heat treatment A - J respectively GT, tG, r1, ZT1, r2, ZT2 and tUeA are listed in Table 2.
  • the steel flat product samples produced from the non-composite steel melts 6 and 7 do not reach the lower limits of 880 MPa or 550 MPa, in particular 580 MPa, given their tensile strength Rm or their yield strength ReL, even if they have a lower limit Subjected to heat treatment, which is carried out in accordance with the invention.
  • the flat product samples assembled and heat-treated according to the invention regularly exceed these limits.
  • Table 1a stolen C Mn Si al Cr Ti P N S 1 0.17 1.9 0.72 0, 04 0.37 0, 114 0,012 0.0048 0.001 2 0.13 2.3 0.65 0.06 0.23 0.07 0,007 0.009 0,007 3 0.16 1.7 0.75 0.03 0.57 0.108 0,013 0,007 0,006 4 0.18 2.1 0.94 0.02 0.34 0.143 0.009 0,007 0.009 5 0.14 1.5 0.83 0.08 0.48 0.135 0,018 0,006 0,002 6 0.15 1.8 0.53 0.05 0.43 0.15 0,014 0,003 0,003 7 0.14 2.4 0.73 0.06 0.05 0.09 0.009 0,004 0.005 Content in wt .-%, balance iron and unavoidable impurities stole WET [° C] HT [° C] dW [mm] KWG [%] dKB [mm] D ° [%] According to the invention?

Abstract

Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das trotz hoher Festigkeitswerte eine durch eine hohe Bruchdehnung und ein gutes Lochaufweitungsverhältnis λM gekennzeichnete Verformbarkeit besitzt. Dazu ist das Stahlflachprodukt aus einem Stahl hergestellt ist, der aus (in Gew.-%) C: 0,12 - 0,19 %, Mn: 1,5 - 2,5 %, Si: >0,60 - 1,0 %, Al : ≤ 0,1 %, Cr: 0,2 - 0,6 %, Ti: 0,05 - 0,15 % und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und weist ein perlit- und bainitfreies Gefüge mit 4 - 20 Vol. -% Martensit, 2 - 15 Vol.-% Restaustenit, Rest Ferrit, eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 880 MPa, eine Streckgrenze ReL von mindestens 550 MPa und ein Lochaufweitungsverhältnis λM von mehr als 6 % auf. Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren, das auf einfache Weise die Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ermöglicht.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
  • Wenn hier von "Stahlflachprodukten" die Rede ist, sind damit Stahlbänder und -bleche oder daraus gewonnene Zuschnitte gemeint.
  • Die Entwicklung gewichtsreduzierter Fahrzeuge, die die modernen Anforderungen an einen minimierten Kraftstoffverbrauch bei gleichzeitig optimaler Fahrgastsicherheit, hohem Komfort und Belastbarkeit erfüllen, ist in den letzten Jahren von der Automobilindustrie vorangetrieben worden.
  • Aufgrund ihrer mechanischen Eigenschaften, insbesondere ihrer hohen Festigkeit und guten Verformbarkeit, sowie ihrer beherrschten Herstellung und Verarbeitung eignen sich insbesondere Stahlflachprodukte grundsätzlich für den Automobil-Karosseriebau optimal. Jedoch müssen für die gewünschte Gewichtseinsparung die Blechdicken der im Automobil eingesetzten Stahlflachprodukte reduziert werden. Zu diesem Zweck sind Stähle mit höheren Festigkeiten entwickelt worden, die gleichzeitig eine gute Umformbarkeit besitzen und somit für eine Leichtbauweise im Automobilbau besonders geeignet sind. Hierzu zählen moderne Mehrphasenstähle, wie Komplexphasen-Stähle, Dualphasenstähle und TRIP-Stähle.
  • Aus der EP 2 028 282 A1 ist ein Dualphasenstahl bekannt, der neben einer Festigkeit von mindestens 950 MPa und einer guten Verformbarkeit auch eine Oberflächenbeschaffenheit aufweist, die es unter Anwendung eines einfachen Herstellverfahrens erlaubt, 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. Dies wird gemäß diesem Stand der Technik dadurch erreicht, dass der bekannte Dualphasenstahl zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und / oder Bainit besteht. Dabei weist der bekannte Stahl (in Gew.-%): C : 0,10 - 0,20 %, Si: 0,10 - 0,60 %, Mn: 1,50 - 2,50 %, Cr: 0,20 - 0,80 %, Ti: 0,02 - 0,08 %, B: < 0,0020 %, Mo: < 0,25 %, Al: < 0,10%, P: < 0,2 %, S: < 0,01 %, N: < 0,012 % und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen auf. Ein aus einem solchen Stahl erzeugtes Stahlflachprodukt ist als Warmband oder Kaltband verwendbar. Si dient bei dem bekannten 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. Gleichzeitig ist der Si-Gehalt jedoch auf 0,6 Gew.-% beschränkt, wobei niedrigere Obergrenzen für den Si-Gehalt als besonders bevorzugt herausgestellt werden, um die Gefahr von Korngrenzoxidation zu minimieren.
  • Neben der Eignung zur großvolumigen bzw. großflächigen Verformung zu einem Bauteil spielt insbesondere bei Stahlflachprodukten, die für den Karosseriebau verwendet werden sollen, auch das Verhalten bei lokal eng begrenzter Verformung eine wichtige Rolle. Solche Verformungen treten auf, wenn in ein Stahlflachprodukt bzw. eine daraus gebildete Platine oder ein aus einer solchen Platine geformtes Bauteil Öffnungen, Flansche, Durchstellungen, Ausstülpungen oder desgleichen eingeformt werden.
  • Als Maß für das Verhalten eines Flachmaterials bei einer solchen Verformung ist in Woestmann, S., Köhler, T., Schott, M., "Forming High-Strength Steels," SAE Technical Paper 2009-01-0802, 2009, doi:10.4271/2009-01-0802 das nach Marciniak so genannte Lochaufweitungsverhältnis λM vorgeschlagen worden, mittels dessen sich die Kantenrissempfindlichkeit eines Werkstoffs bei Verformungen der voranstehend erwähnten Art bewerten lässt. Die Untersuchung nach Marciniak sieht dabei vor, dass in eine rechteckige Platine, die in quer zur Walzrichtung 220 mm und in Walzrichtung 200 mm lang ist, mittig mit einem Stempel eine Lochung mit einem Durchmesser von 20 mm (d0) eingebracht. Der Schneidspalt beträgt dabei 8 % bis 14 % der Blechdicke. Für die Prüfung wird die Platine derart in das Prüfwerkzeug eingespannt, dass der Schneidgrad des Loches sich auf der Unterseite befindet. Die Niederhaltekraft beträgt maximal 400 kN. Unterhalb des Werkzeugs wird dann ein runder Stempel mit einem Durchmesser von 100 mm gegen die Probe verfahren und die Platine bis zum Versagen der Lochkante aufgewölbt. Der beim Auftreten eines ersten Risses der Lochkante erreichte maximale Lochdurchmesser dM wird erfasst und das Lochaufweitungsverhältnis λM als Verhältnis d0/dM, angegeben in "%", bestimmt.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein mit einfachen Mitteln herstellbares Stahlflachprodukt anzugeben, das trotz hoher Festigkeitswerte eine optimale Verformbarkeit besitzt, die durch eine hohe Bruchdehnung und ein gutes Lochaufweitungsverhältnis λM gekennzeichnet ist. Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, das auf einfache Weise die Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts ermöglicht.
  • In Bezug auf das Stahlflachprodukt ist diese Aufgabe erfindungsgemäß dadurch gelöst worden, dass ein solches Stahlflachprodukt die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale aufweist.
  • In Bezug auf das Verfahren besteht die erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe darin, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts die in Anspruch 4 angegebenen Arbeitsschritte durchlaufen werden.
  • Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt wird demnach aus einem Stahl erzeugt, der aus (in Gew.-%)
    C: 0,12 - 0,19 %,
    Mn: 1,5 - 2,5 %,
    Si: >0, 60 - 1,0 %,
    Al : ≤ 0,1 %,
    Cr: 0,2 - 0,6 %,
    Ti: 0,05 - 0,15 %,
    und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Dabei zählen zu den betreffenden unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) bis zu 0,1 % Mo, bis zu 0,03 % Nb, bis zu 0,03 % V, bis zu 0,0008 % B, bis zu 0,01 % S, bis zu 0,1 % P, bis zu 0,01 % N.
  • Gleichzeitig weist ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt im kaltgewalzten Zustand
    • ein perlit- und bainitfreies Gefüge mit 4 - 20 Vol.-%, insbesondere mindestens 6 Vol.-% Martensit, 2 - 15 Vol.-% Restaustenit, Rest Ferrit,
    • eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %,
    • eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 880 MPa,
    • eine Streckgrenze ReL von mindestens 550 MPa
      und
    • ein Lochaufweitungsverhältnis λM von mehr als 6 %
    auf.
  • Das Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zeichnet sich dadurch aus, dass es 2 - 15 Vol.-%, insbesondere mindestens 5 Vol.-%, besser noch mehr als 8 Vol.-% Restaustenit aufweist. Gleichzeitig ist das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahls im technischen Sinne frei von Bainit und Perlit. D. h., im kaltgewalzten Zustand sind im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts allenfalls Spuren von Bainit oder Perlit vorhanden, die keinen Einfluss auf die technischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts haben. Die Anwesenheit wirksamer Bainit- oder Perlit-Anteile im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts würde dessen Bruchdehnung und damit einhergehend dessen Verformbarkeit, insbesondere die angestrebt guten Lochaufweitungseigenschaften, verschlechtern. Durch die erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalte an Restaustenit wird jedoch die geforderte Bruchdehnung von mindestens 15 % erreicht, die ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besitzt.
  • Gegenüber konventionellen modernen Mehrphasenstählen weist ein erfindungsgemäßes kaltgewalztes Stahlflachprodukt deutliche Unterschiede auf. Komplexphasenstähle weisen im Vergleich zum erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in der Regel ein höheres Streckgrenzenverhältnis bei einer als Produkt von Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A80 berechneten geringeren "Güte" auf. Dies ist auf die verhältnismäßig hohe Streckgrenze und die dabei geringere Dehnung der bekannten Stähle zurückzuführen
  • Das Verformungsverhalten des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ähnelt dem eines Dualphasen-Stahls. Ein großer Unterschied ist dabei jedoch in den Gefügen zu finden. Während ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt einen Restaustenitanteil von bis zu 15 % aufweist, haben Dualphasen-Stähle keinen oder nur sehr geringe Restaustenitgehalte.
  • TRIP-Stähle weisen im Gegensatz zum erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt wesentlich höhere Bruchdehnungen auf. Hieraus ergeben sich in der Regel Güten (Rm*A80) von 20000 MPa*% und mehr. Jedoch müssen TRIP-Stähle mit erhöhten Gehalten an Kohlenstoff, Silizium und/oder Aluminium legiert sein, um zum einen durch eine hinreichende Stabilisierung des Restaustenits den sogenannten TRIP-Effekt zu erzielen und zum anderen die entsprechende Festigkeit zu erreichen. Ein solches Legierungskonzept führt jedoch zu einer Schweißeignung, die deutlich schlechter ist als die eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, bei dem durch eine insbesondere im Hinblick auf den Si-Gehalt optimierte Einstellung der Gehalte an den Legierungselementen einerseits hohe Festigkeiten und andererseits eine gute Schweißeignung erzielt werden.
  • Das nach Marciniak bestimmte Lochaufweitungsverhältnis λM beträgt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt mindestens 6 %, wobei regelmäßig Lochaufweitungsverhältnisse λM von 7 % und mehr erreicht werden.
  • Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besitzt bei einer Mindestzugfestigkeit Rm von 880 MPa eine hohe Bruchdehnung von mindestens 15 % und damit einhergehend eine Güte (Rm*A80), die regelmäßig mindestens 14000 MPa*% beträgt. Typischerweise liegen die Zugfestigkeiten Rm erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte im Bereich von 880 - 1150 MPa.
  • Die Streckgrenze eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt mindestens 550 MPa, wobei regelmäßig Streckgrenzen von 580 MPa und mehr erreicht werden. Typischerweise liegen die Streckgrenzen erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte im Bereich von 580 - 720 MPa. Für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt beträgt das Streckgrenzenverhältnis (ReL/Rm) demnach ebenso regelmäßig 0,55 - 0,75.
  • Die Bruchdehnung A80 eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt mindestens 15 %, wobei regelmäßig Bruchdehnungen A80 von bis zu 25 % erreicht werden.
  • Aus der Dauerschwingfestigkeitsbestimmung nach DIN EN 50100 ergibt sich für erfindungsgemäße Stahlflachprodukte ein k-Wert, der regelmäßig höher als 4 ist.
  • Kohlenstoff ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,12 - 0,19 Gew.-% vorhanden, um eine Festigkeitssteigerung durch interstitielle Mischkristallbildung und Ausscheidungshärtung unter Bildung von Zementit (Fe3C) zu bewirken. Der minimale Gehalt von 0,12 Gew.-% ist notwendig, um die erwünschte Festigkeit zu erreichen. Der maximale Gehalt von 0,19 Gew.-% sollte nicht überschritten werden, um den in der Praxis an die Schweißeignung von Stahlflachprodukten der erfindungsgemäßen Art gestellten Anforderungen zu genügen.
  • Mangan ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 1,5 - 2,5 Gew.-% vorhanden. Durch die Zugabe von Mangan werden Streckgrenze und Zugfestigkeit erhöht. So werden in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt durch die Anwesenheit von mindestens 1,5 Gew.-% Mangan eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 880 MPa und eine Streckgrenze ReL von mindestens 550 MPa, insbesondere mindestens 580 MPa, ermöglicht. Mehr als 2,5 Gew.-% Mn sollte in einem erfindungsgemäßen Stahl nicht vorhanden sein, da bei höheren Mn-Gehalten die Gefahr der Entstehung von Manganseigerungen ansteigt, die sich ungünstig auf das Werkstoffverhalten auswirken können.
  • Dem Gehalt an Silizium, das in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von >0,60 - 1,0 Gew.-% vorhanden ist, kommt eine besondere Bedeutung im Hinblick auf die Ausbildung des Gefüges zu. Indem der Si-Gehalt mehr als 0,60 Gew.-% beträgt, wird die Perlitbildung unterdrückt, was eine Anreicherung des Austenits mit Kohlenstoff ermöglicht und damit einhergehend die Restaustenitstabilität erhöht. Der Restaustenit wandelt bei der Umformung in Martensit um, wodurch eine zusätzliche Verfestigung erreicht wird. Silizium bildet zudem mit Eisen Mischkristalle, durch die die Festigkeit im Stahl gesteigert wird. Besonders sicher lassen sich die positiven Einflüsse der Anwesenheit von Silizium in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt dann nutzen, wenn der Si-Gehalt mindestens 0,65 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,7 Gew.-%, beträgt. Um beim Warmwalzen ungünstige Zunderausbildung zu vermeiden, ist gleichzeitig der Si-Gehalt auf höchstens 1,0 Gew.-% beschränkt, wobei eine solche Zunderbildung insbesondere dann begrenzt wird, wenn der Si-Gehalt auf höchstens 0,95 Gew.-% begrenzt ist.
  • Der Stahl, aus dem das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt besteht, ist aluminiumberuhigt. Demzufolge enthalten erfindungsgemäße Stahlflachprodukte regelmäßig mehr als 0,01 Gew.-% und bis zu 0,1 Gew.-% Aluminium.
  • Chrom ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,2 - 0,6 Gew.-% vorhanden. Chrom wirkt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt festigkeitssteigernd. Hinzukommt, dass bei der im Zuge der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erfolgenden Warmverarbeitung des Stahls durch die Anwesenheit von Cr die Bildung von Bainit verzögert wird. Ein Gehalt von 0,2 Gew.-% ist erforderlich, um die notwendige Festigkeit zu erreichen. Der Gehalt wird auf 0,6 Gew.-% begrenzt, da Versuche gezeigt haben, dass ein zu hoher Chromgehalt sich ungünstig auf die Dehnung und damit einhergehend auf die Güte (Rm*A80) des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirkt.
  • Titan wird einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt als Mikrolegierungselement in Gehalten von 0,05 - 0,15 Gew.-% zugegeben. Aufgrund der Anwesenheit von Ti weist der Stahl feinste Ausscheidungen von Ti(C,N) auf, die Festigkeitssteigerung und Kornfeinung beitragen. Die Korngröße des Gefüges ist nach ASTM kleiner oder gleich 15, d. h. kleiner oder gleich 1,9 µm. Um die gewünschten Ausscheidungen zu bilden, ist ein Ti-Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% erforderlich, wobei sich die positive Wirkung von Ti dann besonders sicher einstellt, wenn der Ti-Gehalt des Stahls mindestens 0,07 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,09 Gew.-%, beträgt. Ab einem Gehalt von 0,15 Gew.-% treten keine weiteren Verbesserungen der Wirkung von Ti ein.
  • Aufgrund seiner Eigenschaften eignet sich ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt für Anwendungen, bei denen höhere Umformgrade in Kombination mit hohen Festigkeitswerten notwendig sind. Typische Beispiele für diese Verwendungen sind crashrelevante Bauteile wie Längsträger und auch dauerhaft im Betrieb belastete Fahrwerksteile.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts umfasst folgende Arbeitsschritte:
    • Eine Stahlschmelze, die (in Gew.-%) C: 0,12 - 0,19 %, Mn: 1,5 - 2,5 %, Si: >0,60 - 1,0 %, Al: ≤ 0,1 %, Cr: 0,2 - 0,6 %, Ti: 0,05 - 0,15 % und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wird zu einem Vorprodukt vergossen, bei dem es sich um eine Bramme oder Dünnbramme handelt.
    • Das Vorprodukt wird bei einer 1100 - 1300 °C betragenden Austenitisierungstemperatur durcherwärmt, wobei diese Durcherwärmung ein von einer niedrigeren Temperatur ausgehendes Erwärmen umfassen kann oder als Halten der jeweiligen Bramme oder Dünnbramme unter Ausnutzung der nach ihrer Erzeugung in ihnen vorhandenen Wärme ausgeführt werden kann. Die Durchwärmung wird dabei unter Berücksichtigung der Geometrie des Vorprodukts und der Leistungsfähigkeit der zur Verfügung stehenden Erwärmungseinrichtung so durchgeführt, dass das Gefüge des Vorprodukts am Ende dieser Erwärmung vollständig austenitisch ist.
    • Das so bei der Austenitisierungstemperatur durcherwärmte Vorprodukt wird dann zu einem Warmband warmgewalzt, dessen Dicke typischerweise 1,8 - 4,7 mm beträgt. Die Temperaturführung in der mehrere, in der Regel fünf bis sieben Walzgerüste umfassenden Warmwalzstaffel wird so gewählt, dass in den ersten beiden Gerüsten der Warmwalzstaffel keine Rekristallisation stattfindet. Zu diesem Zweck sieht die Erfindung eine Warmwalzendtemperatur von 850 - 960 °C vor.
    • Das aus dem letzten Gerüst der Warmwalzstaffel austretende Warmband wird anschließend mit Luft, Wasser oder Luft und Wasser in Kombination auf eine 500 - 650 °C betragende Haspeltemperatur abgekühlt und bei dieser Temperatur gehaspelt. Bei einer Haspeltemperatur unterhalb von 500 °C wäre der Formänderungswiderstand im nachfolgenden Kaltwalzprozess zu hoch. Bei einer oberhalb von 650 °C liegenden Haspeltemperatur besteht die Gefahr, dass es zu in Bezug auf die Verformbarkeit schädlicher Korngrenzenoxidation kommt.
    • Zur Verbesserung seiner Oberflächenbeschaffenheit kann das Warmband optional gebeizt werden, wenn sich hierzu aufgrund von Qualitätsanforderungen die Notwendigkeit ergibt.
    • Das erhaltene Warmband wird nun zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt, das typischerweise 0,6 - 2,5 mm dick ist. Dabei beträgt der beim Kaltwalzen erreichte Kaltwalzgrad mindestens 30 %, damit eine Rekristallisation überhaupt möglich ist. Um die Walzkräfte nicht zu hoch ansteigen zu lassen, sollte der Kaltwalzgrad 75 % nicht überschreiten.
    • Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird dann einer Durchlaufglühung unterzogen. Dabei wird das Stahlflachprodukt zunächst auf eine 750 - 900 °C betragende Glühtemperatur erwärmt und bei dieser Glühtemperatur für mindestens 80 s, insbesondere für 80 - 300 s, gehalten. Die minimale Glühtemperatur von 750 °C und eine Haltedauer von mindestens 80 s sind notwendig, damit eine hinreichende Austenitisierung erreicht wird. Bei Glühtemperaturen von mehr als 900 °C würde die Bildung von Austenit zu stark gefördert. Dies würde zu einer Verschiebung der Gefügeanteile im Endprodukt führen, durch die die geforderte Festigkeit von 880 MPa nicht mehr gewährleistet wäre.
    • Nach dem Glühen wird das Stahlflachprodukt zweistufig abgekühlt.
  • In der ersten Stufe der Abkühlung wird das Stahlflachprodukt dabei mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 8 - 100 K/s auf eine 450 - 550 °C betragende Zwischentemperatur abgekühlt. Die Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 8 K/s wird hier benötigt, um die Bildung von Perlit und Bainit zu vermeiden und trotzdem hinreichend viel Ferrit entstehen zu lassen. In dem Temperaturbereich von 450 °C bis 550 °C findet zudem die erste Anreichung des Austenits mit Kohlenstoff statt.
  • In der zweiten Stufe der Abkühlung wird das Stahlflachprodukt dann von der Zwischentemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 2 K/s auf 350 - 450 °C abgekühlt. Hierdurch wird ein Teil des maximal 20 % betragenden Martensitgehalts erreicht, durch den die 880 MPa betragende Mindestzugfestigkeit Rm eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gewährleistet wird.
    • Nachdem die Endtemperatur des zweistufigen Abkühlens erreicht ist, wird das Stahlflachprodukt überaltert. Die Endtemperatur nach einer Überalterungsdauer von 210 - 710 s beträgt 100 - 400 °C. Durch Diffusionsprozesse im Band beim Durchlaufen dieser Überalterungsbehandlung wird der Restaustenit ganz oder teilweise stabilisiert, um die Dehnfähigkeit des Stahlflachprodukts für nachfolgend an dem Stahlflachprodukt vorgenommene Umformungen zu erhöhen. Durch die Umwandlung von stabilisiertem Restaustenit in Martensit bei Umformprozessen wird zudem die Zugfestigkeit erhöht.
    • Im letzten Schritt der am kaltgewalzten Stahlflachprodukt vorgenommenen Wärmebehandlung wird das Stahlflachprodukt auf Raumtemperatur abgekühlt. Dabei kann aus dem nicht stabilisierten Restaustenit weiterer Martensit entstehen, der die Festigkeit des Stahlflachprodukts weiter erhöhen kann.
    • Anschließend wird das Band mit einem Dressiergrad von 0,2 % bis 2,0 % nachgewalzt. Ein Dressiergrad von 0,2 % wird benötigt, um die Planheit und die Oberflächenqualität einzustellen. Dressiergrade von 2 % sollen nicht überschritten werden, da sonst die Bruchdehnung zu stark absinkt.
    • Optional kann das Stahlflachprodukt abschließend mit einer metallischen Schutzschicht versehen werden, durch die beispielsweise ein für den jeweiligen Verwendungszweck ausreichender Korrosionsschutz gewährleistet wird.
  • Die Abkühlung in der ersten Stufe der zweistufigen Abkühlung kann mit jedem geeigneten, eine ausreichende Abkühlgeschwindigkeit gewährleistenden Medium vorgenommen werden. Hierzu werden in der Praxis zur Verfügung stehende Kühleinrichtungen verwendet. So kann die Abkühlung in bewegter Luft erfolgen. Jedoch ist es auch denkbar, die Abkühlung mit Hilfe von Wasser vorzunehmen, das auf das Stahlflachprodukt gesprüht wird.
  • Die Abkühlung in der zweiten Stufe der zweistufigen Abkühlung kann gemäß einer praxisgerechten Ausgestaltung der Erfindung dadurch erfolgen, dass das Stahlflachprodukt durch Kontakt mit den gekühlten Rollen abgekühlt wird. Alternativ oder ergänzend kann das Stahlflachprodukt in der zweiten Stufe der zweistufigen Abkühlung durch einen bewegten Luftstrom gekühlt werden.
  • Die Überalterungsbehandlung kann beispielsweise dadurch erfolgen, dass das Stahlflachprodukt bei der Überalterungsbehandlung einen gegenüber der Umgebung abgeschirmten Raum durchläuft. Dabei wird die Temperatur des Stahlflachprodukts auf 100 - 400 °C eingestellt. Ausgehend von der Temperatur, mit der das Stahlflachprodukt in die Überalterungsbehandlung eintritt, kann diese Einstellung der Temperatur als Erwärmen, Abkühlen oder Halten ausgeführt werden.
  • Die Beschichtung des Stahlflachprodukts mit der metallischen Schutzschicht kann besonders effektiv elektrolytisch erfolgen.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • Die Figur zeigt ein Diagramm, in dem die für eine erfindungsgemäße Glühung typischen Spannen des Temperaturverlaufs über die Zeit dargestellt sind.
  • Sieben Stahlschmelzen 1 - 7, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1a angegeben sind, sind zu Brammen vergossen worden, wobei die Stahlschmelzen 1 - 5 erfindungsgemäß und die Schmelzen 6 und 7 wegen ihres außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben liegenden Si- bzw. Cr-Gehalts nicht erfindungsgemäß sind
  • Die Brammen sind anschließend bei einer 1100 - 1300 °C betragenden Austenitisierungstemperatur durcherwärmt worden, so dass die Brammen beim Eintritt in die nachfolgend durchlaufene Warmwalzstaffel ein vollständig austenitisches Gefüge besaßen.
  • Die Brammen sind dann bei den in Tabelle 1b angegebenen Warmwalzendtemperaturen WET zu Warmband mit einer Dicke dKW von 1,8 - 4,6 mm warmgewalzt, anschließend an Luft auf die jeweilige, ebenfalls in Tabelle 1b angegebene Haspeltemperatur HT abgekühlt und bei der jeweils erreichten Haspeltemperatur HT gehaspelt worden. Anschließend erfolgte optional ein Beizen, um auf dem Warmband vorhandenen Zunder vor dem Kaltwalzen zu entfernen und so optimale Oberflächenbeschaffenheiten beim nachfolgenden Kaltwalzen zu ermöglichen.
  • Das daraufhin durchgeführte Kaltwalzen des jeweiligen Warmbands zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Dicke dKW erfolgte jeweils mit den auch in Tabelle 1b angegebenen Kaltwalzgraden KWG.
  • Anschließend sind Proben der so erhaltenen kaltgewalzten Stahlflachprodukte verschiedenen Wärmebehandlungen A - J unterzogen worden, bei denen sie im Durchlauf jeweils auf eine Glühtemperatur GT erwärmt, dann über eine Glühdauer tG bei der Glühtemperatur GT gehalten, anschließend in einer ersten Abkühlstufe mit einer ersten Abkühlrate r1 auf eine erste Zieltemperatur ZT1 und unmittelbar daran anschließend in einer zweiten Abkühlstufe mit einer zweiten Abkühlrate r2 auf eine zweite Zieltemperatur ZT2 gebracht worden sind.
  • Nach der zweiten Stufe der Abkühlung sind die jeweils erhaltenen Proben der kaltgewalzten Stahlflachprodukte über eine Überalterungsdauer über eine 250 - 710 s betragende Dauer tUeA bei einer am Ende der Behandlung 400 - 100 °C betragenden Überalterungstemperatur TUeA in einem, gegenüber der Umgebung abgeschotteten Raum einer Überalterungsbehandlung unterzogen worden. Die bei den Wärmebehandlungen A - J jeweils eingestellten Parameter GT, tG, r1, ZT1, r2, ZT2 und tUeA sind in Tabelle 2 verzeichnet.
  • Nach einer Abkühlung auf die Raumtemperatur RT sind die Stahlflachproduktproben mit einem Nachwalzgrad von D°, wie in Tabelle 1b angegeben, nachgewalzt worden.
  • Die Eigenschaften der so erhaltenen Stahlflachproduktproben sind in Tabelle 3 zusammengefasst.
  • Es zeigt sich, dass die aus den nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahlschmelzen 6 und 7 erzeugten Stahlflachproduktproben hinsichtlich ihrer Zugfestigkeit Rm bzw. ihrer Streckgrenze ReL die erfindungsgemäß vorgegebenen Untergrenzen von 880 MPa bzw. 550 MPa, insbesondere 580 MPa, auch dann nicht erreichen, wenn sie einer Wärmbehandlung unterzogen werden, die nach Maßgabe der Erfindung durchgeführt wird. Demgegenüber übertreffen die erfindungsgemäß zusammengesetzt und wärmebehandelten Stahlflachproduktproben regelmäßig diese Grenzwerte. Tabelle 1a
    Stahl C Mn Si Al Cr Ti P N S
    1 0,17 1,9 0,72 0, 04 0,37 0, 114 0,012 0,0048 0,001
    2 0,13 2,3 0,65 0,06 0,23 0,07 0,007 0,009 0,007
    3 0,16 1,7 0,75 0,03 0,57 0,108 0,013 0,007 0,006
    4 0,18 2,1 0,94 0,02 0,34 0,143 0,009 0,007 0,009
    5 0,14 1,5 0,83 0,08 0,48 0,135 0,018 0,006 0,002
    6 0,15 1,8 0,53 0,05 0,43 0,15 0,014 0,003 0,003
    7 0,14 2,4 0,73 0,06 0,05 0,09 0,009 0,004 0,005
    Gehaltsangaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
    Tabelle 1b
    Stahl WET [°C] HT [°C] dW [mm] KWG [%] dKB [mm] D° [%] Erfindungsgemäß?
    1 900 530 2,0 50 1,0 0,51 JA
    2 910 560 2,0 45 1,1 0,69 JA
    3 870 510 2,0 55 0,9 0,30 JA
    4 950 635 4,6 50 2,4 1,50 JA
    5 935 545 1,8 60 0,7 0,25 JA
    6 910 530 2,4 50 1,2 0,96 NEIN
    7 910 530 3,4 50 1,7 0,78 NEIN
    Tabelle 2
    Wärmebehandlung GT [°C] tG, [s] r1 [K/s] ZT1 [°C] r2, [K/s] ZT2 [°C] TUeA [°C] tUeA [s]
    A 750 150 9,3 500 4,3 400 260 440
    B 810 150 11,6 500 4,3 400 280 440
    C 840 150 13 500 4,3 400 290 440
    D 900 150 15 500 4,3 400 270 440
    E 810 200 8, 4 500 3,1 400 150 600
    F 810 90 18,5 500 6,9 400 350 250
    G 810 150 13,4 450 4,3 350 300 440
    H 810 150 9,7 550 4,3 450 320 500
    I 810 150 14,8 500 4,3 350 350 440
    J 810 150 17,9 500 4,3 350 400 440
    Figure imgb0001

Claims (9)

  1. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das
    - aus einem Stahl hergestellt ist, der aus (in Gew.-%) C: 0,12 - 0,19 %, Mn: 1, 5 - 2,5 %, Si: >0,60 - 1,0 %, Al: ≤ 0,1 %, Cr: 0,2 - 0,6 %, Ti: 0,05 - 0,15 %
    und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
    und das
    - ein perlit- und bainitfreies Gefüge mit 4 - 20 Vol.-% Martensit, 2 - 15 Vol.-% Restaustenit, Rest Ferrit,
    - eine Bruchdehnung A80 von mindestens 15 %,
    - eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 880 MPa,
    - eine Streckgrenze ReL von mindestens 550 MPa und
    - ein Lochaufweitungsverhältnis λM von mehr als 6 % aufweist.
  2. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt mindestens 0,65 Gew.-% beträgt.
  3. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt mindestens 0,07 Gew.-% beträgt.
  4. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3 beschaffenen kaltgewalzten Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte:
    - Vergießen einer Stahlschmelze, die (in Gew.-%) C: 0,12 - 0,19 %, Mn: 1,5 - 2,5 %, Si: >0,60 - 1,0 %, Al: ≤ 0,1 %, Cr: 0,2 - 0,6 %, Ti: 0,05 - 0,15 %
    und als Rest aus Eisen sowie herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
    zu einem Vorprodukt, bei dem es sich um eine Bramme oder Dünnbramme handelt,
    - Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine 1100 - 1300 °C betragende Austenitisierungstemperatur,
    - Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem Warmband, wobei die Warmwalzendtemperatur 850 - 960 °C beträgt,
    - Abkühlen des Warmbands auf eine 500 - 650 °C betragende Haspeltemperatur,
    - Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten Warmbands,
    - optionales Beizen des Warmbands,
    - Kaltwalzen des Warmbands zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der beim Kaltwalzen erreichte Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt,
    - Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts, wobei das Stahlflachprodukt im Zuge des Durchlaufglühens
    - auf eine 750 - 900 °C betragende Glühtemperatur erwärmt und bei dieser Glühtemperatur für 80 - 300 s gehalten wird und
    - im Anschluss an das Glühen zweistufig abgekühlt wird, wobei das Stahlflachprodukt
    - in der ersten Stufe der Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 8 - 100 K/s auf eine 450 - 550 °C betragende Zwischentemperatur und
    - in der zweiten Stufe der Abkühlung von der Zwischentemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 2 - 100 K/s auf 350 - 450 °C abgekühlt wird,
    - Überaltern des Stahlflachprodukts über eine Überalterungsdauer von 210 - 710 s, wobei am Ende der Überalterung die Temperatur 100 - 400 °C beträgt,
    - Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur,
    - Nachwalzen des Stahlflachprodukts mit einem Nachwalzgrad, der 0,2 - 2 % beträgt,
    - optionales Beschichten des Stahlflachprodukts mit einer metallischen Schutzschicht.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung in der ersten Stufe der zweistufigen Abkühlung in bewegter Luft erfolgt.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt mindestens in der zweiten Stufe der zweistufigen Abkühlung durch Kontakt mit den gekühlten Rollen abgekühlt wird.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt in der zweiten Stufe der zweistufigen Abkühlung durch einen bewegten Luftstrom gekühlt wird.
  8. Verfahren nach Anspruch 4 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt bei der Überalterungsbehandlung einen gegenüber der Umgebung abgeschirmten Raum durchläuft, in dem die Temperatur des Stahlflachprodukts ausgehend von einer maximal 450 °C betragenden Eintrittstemperatur am Ende 100 - 400 °C beträgt.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Beschichtung mit der metallischen Schutzschicht elektrolytisch erfolgt.
EP12175756.1A 2012-07-10 2012-07-10 Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung Not-in-force EP2684975B1 (de)

Priority Applications (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
ES12175756.1T ES2614465T3 (es) 2012-07-10 2012-07-10 Producto plano de acero laminado en frío y procedimiento para su fabricación
EP12175756.1A EP2684975B1 (de) 2012-07-10 2012-07-10 Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
PL12175756T PL2684975T3 (pl) 2012-07-10 2012-07-10 Produkt stalowy płaski, walcowany na zimno i sposób jego wytwarzania
JP2015520969A JP6236078B2 (ja) 2012-07-10 2013-07-10 冷間圧延鋼板製品およびその製造方法
CN201380036484.9A CN104471096B (zh) 2012-07-10 2013-07-10 冷轧扁钢产品及其制造方法
BR112014021543-0A BR112014021543B1 (pt) 2012-07-10 2013-07-10 Produto de aço plano laminado a frio e processo para sua produção
KR1020147021943A KR102128563B1 (ko) 2012-07-10 2013-07-10 냉간-압연 평탄형 강 제품 및 그 제조 방법
PCT/EP2013/064551 WO2014009404A1 (de) 2012-07-10 2013-07-10 Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
US14/377,398 US10344344B2 (en) 2012-07-10 2013-07-10 Cold-rolled flat steel product and method for its production

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP12175756.1A EP2684975B1 (de) 2012-07-10 2012-07-10 Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP2684975A1 true EP2684975A1 (de) 2014-01-15
EP2684975B1 EP2684975B1 (de) 2016-11-09

Family

ID=48748264

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP12175756.1A Not-in-force EP2684975B1 (de) 2012-07-10 2012-07-10 Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung

Country Status (9)

Country Link
US (1) US10344344B2 (de)
EP (1) EP2684975B1 (de)
JP (1) JP6236078B2 (de)
KR (1) KR102128563B1 (de)
CN (1) CN104471096B (de)
BR (1) BR112014021543B1 (de)
ES (1) ES2614465T3 (de)
PL (1) PL2684975T3 (de)
WO (1) WO2014009404A1 (de)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
CN108115105A (zh) * 2017-12-22 2018-06-05 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 一种高合金离心轧辊的制备方法
US10697040B2 (en) * 2015-09-28 2020-06-30 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Continuous annealing method for low coercive force cold-rolled electromagnetic pure iron plate and strip
EP3872206A1 (de) * 2020-02-28 2021-09-01 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zur herstellung eines nachbehandelten, kaltgewalzten stahlflachprodukts und nachbehandeltes, kaltgewalztes stahlflachprodukt
WO2023126506A1 (de) * 2021-12-29 2023-07-06 Voestalpine Grobblech Gmbh Grobblech und thermomechanisches behandlungsverfahren eines vormaterials zur herstellung des grobblechs

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10435763B2 (en) 2014-04-15 2019-10-08 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
US11071644B2 (en) * 2016-02-09 2021-07-27 Johnson & Johnson Vision Care, Inc. Contact lens packaging
CN107619993B (zh) * 2016-07-13 2019-12-17 上海梅山钢铁股份有限公司 屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法
MX2019006862A (es) 2016-12-14 2019-08-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Producto de acero plano laminado en caliente y metodo para la produccion del mismo.
WO2018115936A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
US11947193B2 (en) 2017-02-08 2024-04-02 Johnson & Johnson Vision Care, Inc. Contact lens packaging
CN107016509B (zh) * 2017-04-12 2019-11-29 柳州市同维达豪科技有限公司 一种降低轧钢工序吨钢能耗的方法
ES2927204T3 (es) * 2018-09-26 2022-11-03 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero recubierto y producto plano de acero recubierto
WO2020245627A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN113403544B (zh) * 2021-05-21 2022-07-22 鞍钢股份有限公司 汽车超高成形性980MPa级冷轧连退钢板及制备方法
CN115198206B (zh) * 2022-06-21 2023-09-15 首钢集团有限公司 一种高力学性能热轧复相钢及其制备方法
CN115491598B (zh) * 2022-09-15 2023-07-11 首钢集团有限公司 一种1180MPa级相变诱发塑性钢及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2028282A1 (de) 2007-08-15 2009-02-25 ThyssenKrupp Steel AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
EP2182080A1 (de) * 2008-10-30 2010-05-05 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hochfestes feuerverzinktes Stahlblech mit hohem Streckgrenzenverhältnis und ausgezeichneter Verarbeitbarkeit und Herstellungsverfahren dafür
EP2258886A1 (de) * 2008-01-31 2010-12-08 JFE Steel Corporation Hochfestes heissverzinktes stahlblech mit hervorragender verarbeitbarkeit und herstellungsverfahren dafür

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5850300B2 (ja) * 1979-12-15 1983-11-09 新日本製鐵株式会社 加工性に優れ且つ加工後人工時効硬化性の高い高強度低降伏比高延性複合組織鋼板の製造方法
US4854976A (en) * 1988-07-13 1989-08-08 China Steel Corporation Method of producing a multi-phase structured cold rolled high-tensile steel sheet
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
JP3320014B2 (ja) * 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
DE60110586T2 (de) * 2000-05-31 2005-12-01 Jfe Steel Corp. Kaltgewalztes stahlblech mit ausgezeichneten reckalterungseigenschaftenund herstellungsverfahren für ein solches stahlblech
JP3958921B2 (ja) * 2000-08-04 2007-08-15 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP4530606B2 (ja) * 2002-06-10 2010-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
JP4716358B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP4974341B2 (ja) * 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
US7737036B2 (en) * 2007-08-09 2010-06-15 Applied Materials, Inc. Integrated circuit fabrication process with minimal post-laser annealing dopant deactivation
EP2031081B1 (de) * 2007-08-15 2011-07-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
JP5192991B2 (ja) * 2008-11-12 2013-05-08 株式会社神戸製鋼所 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP5262664B2 (ja) * 2008-12-12 2013-08-14 新日鐵住金株式会社 Ｃｒ含有鋼板およびその製造方法
JP5503346B2 (ja) * 2010-03-11 2014-05-28 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆性に優れた超高強度薄鋼板
JP5141811B2 (ja) * 2010-11-12 2013-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5273324B1 (ja) * 2011-07-29 2013-08-28 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2028282A1 (de) 2007-08-15 2009-02-25 ThyssenKrupp Steel AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
EP2258886A1 (de) * 2008-01-31 2010-12-08 JFE Steel Corporation Hochfestes heissverzinktes stahlblech mit hervorragender verarbeitbarkeit und herstellungsverfahren dafür
EP2182080A1 (de) * 2008-10-30 2010-05-05 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hochfestes feuerverzinktes Stahlblech mit hohem Streckgrenzenverhältnis und ausgezeichneter Verarbeitbarkeit und Herstellungsverfahren dafür

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
WOESTMANN, S.; KÖHLER, T.; SCHOTT, M.: "Forming High-Strength Steels", SAE TECHNICAL PAPER 2009-01-0802, 2009

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
US10612107B2 (en) 2014-06-06 2020-04-07 Arcelormittal High strength multiphase steel, production method and use
US11047020B2 (en) 2014-06-06 2021-06-29 Arcelormittal Method for making a high strength multiphase steel
US10697040B2 (en) * 2015-09-28 2020-06-30 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Continuous annealing method for low coercive force cold-rolled electromagnetic pure iron plate and strip
CN108115105A (zh) * 2017-12-22 2018-06-05 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 一种高合金离心轧辊的制备方法
CN108115105B (zh) * 2017-12-22 2021-05-14 中钢集团邢台机械轧辊有限公司 一种高合金离心轧辊的制备方法
EP3872206A1 (de) * 2020-02-28 2021-09-01 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zur herstellung eines nachbehandelten, kaltgewalzten stahlflachprodukts und nachbehandeltes, kaltgewalztes stahlflachprodukt
WO2023126506A1 (de) * 2021-12-29 2023-07-06 Voestalpine Grobblech Gmbh Grobblech und thermomechanisches behandlungsverfahren eines vormaterials zur herstellung des grobblechs

Also Published As

Publication number Publication date
CN104471096B (zh) 2017-08-15
PL2684975T3 (pl) 2017-08-31
US20150000797A1 (en) 2015-01-01
BR112014021543B1 (pt) 2020-03-17
EP2684975B1 (de) 2016-11-09
WO2014009404A1 (de) 2014-01-16
KR20150031407A (ko) 2015-03-24
JP6236078B2 (ja) 2017-11-22
KR102128563B1 (ko) 2020-07-08
ES2614465T3 (es) 2017-05-31
CN104471096A (zh) 2015-03-25
US10344344B2 (en) 2019-07-09
JP2015528058A (ja) 2015-09-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2684975B1 (de) Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102012002079B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
EP3292228B1 (de) Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP2547800B1 (de) Verfahren zur herstellung von werkstücken aus leichtbaustahl mit über die wanddicke einstellbaren werkstoffeigenschaften
EP2366035B1 (de) Manganstahlband mit erhöhtem phosphorgehalt und verfahren zur herstellung desselben
EP3655560B1 (de) Stahlflachprodukt mit guter alterungsbeständigkeit und verfahren zu seiner herstellung
WO2018108653A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
WO2017009192A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus
EP3221478B1 (de) Warm- oder kaltband aus einem hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltgewalzten stahlbandes aus dem hohfesten lufthärtenden mehrphasenstahl
EP3221483B1 (de) Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
WO2015014333A2 (de) Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP2690184B1 (de) Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
WO2015117934A1 (de) Hochfestes stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
EP3724359B1 (de) Hochfestes, warmgewalztes stahlflachprodukt mit hohem kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem bake-hardening potential und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
EP3692178B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl
EP4174207A1 (de) Stahlflachprodukt mit verbesserten verarbeitungseigenschaften
DE102022125128A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem hochfesten Mehrphasenstahl und entsprechendes Stahlband
WO2023020932A1 (de) Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen
WO2023020931A1 (de) Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen

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

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: BA ME

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: FOLLNER, STEFAN

Inventor name: EBEST, SIGRUN

Inventor name: SEBALD, ROLAND

Inventor name: MATTISSEN, DOROTHEA

17P Request for examination filed

Effective date: 20140711

RBV Designated contracting states (corrected)

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R079

Ref document number: 502012008720

Country of ref document: DE

Free format text: PREVIOUS MAIN CLASS: C22C0038020000

Ipc: C21D0009460000

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

RIC1 Information provided on ipc code assigned before grant

Ipc: C22C 38/00 20060101ALI20160525BHEP

Ipc: C22C 38/06 20060101ALI20160525BHEP

Ipc: C22C 38/02 20060101ALI20160525BHEP

Ipc: C21D 8/02 20060101ALI20160525BHEP

Ipc: C22C 38/38 20060101ALI20160525BHEP

Ipc: C21D 9/46 20060101AFI20160525BHEP

Ipc: C22C 38/28 20060101ALI20160525BHEP

INTG Intention to grant announced

Effective date: 20160615

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

REG Reference to a national code

Ref country code: GB

Ref legal event code: FG4D

Free format text: NOT ENGLISH

RIN1 Information on inventor provided before grant (corrected)

Inventor name: VOSS, SIGRUN

Inventor name: FOLLNER, STEFAN

Inventor name: SEBALD, ROLAND

Inventor name: MATTISSEN, DOROTHEA

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: REF

Ref document number: 843977

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20161115

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: GERMAN

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 502012008720

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: FP

REG Reference to a national code

Ref country code: SE

Ref legal event code: TRGR

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

Ref country code: LV

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

REG Reference to a national code

Ref country code: LT

Ref legal event code: MG4D

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

Ref country code: NO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20170209

Ref country code: GR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20170210

Ref country code: LT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

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

Ref country code: PT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20170309

Ref country code: IS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20170309

Ref country code: HR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

Ref country code: FI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

Ref country code: RS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

REG Reference to a national code

Ref country code: ES

Ref legal event code: FG2A

Ref document number: 2614465

Country of ref document: ES

Kind code of ref document: T3

Effective date: 20170531

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 6

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

Ref country code: EE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

Ref country code: DK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

Ref country code: RO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 502012008720

Country of ref document: DE

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

Ref country code: BG

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20170209

Ref country code: SM

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

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

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

26N No opposition filed

Effective date: 20170810

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

Ref country code: SI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: MM4A

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

Ref country code: LI

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

Effective date: 20170731

Ref country code: CH

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

Effective date: 20170731

Ref country code: IE

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

Effective date: 20170710

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

Ref country code: LU

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

Effective date: 20170710

REG Reference to a national code

Ref country code: FR

Ref legal event code: PLFP

Year of fee payment: 7

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

Ref country code: MT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

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

Ref country code: MC

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

Ref country code: HU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT; INVALID AB INITIO

Effective date: 20120710

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

Ref country code: CY

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

Effective date: 20161109

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

Ref country code: MK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

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

Ref country code: TR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

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

Ref country code: AL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20161109

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

Ref country code: NL

Payment date: 20200727

Year of fee payment: 9

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

Ref country code: ES

Payment date: 20200922

Year of fee payment: 9

Ref country code: FR

Payment date: 20200723

Year of fee payment: 9

Ref country code: CZ

Payment date: 20200708

Year of fee payment: 9

Ref country code: SK

Payment date: 20200708

Year of fee payment: 9

Ref country code: DE

Payment date: 20200721

Year of fee payment: 9

Ref country code: GB

Payment date: 20200727

Year of fee payment: 9

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

Ref country code: BE

Payment date: 20200727

Year of fee payment: 9

Ref country code: AT

Payment date: 20200722

Year of fee payment: 9

Ref country code: IT

Payment date: 20200724

Year of fee payment: 9

Ref country code: SE

Payment date: 20200727

Year of fee payment: 9

Ref country code: PL

Payment date: 20200706

Year of fee payment: 9

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R119

Ref document number: 502012008720

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: MM

Effective date: 20210801

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MM01

Ref document number: 843977

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20210710

GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 20210710

REG Reference to a national code

Ref country code: BE

Ref legal event code: MM

Effective date: 20210731

REG Reference to a national code

Ref country code: SK

Ref legal event code: MM4A

Ref document number: E 23486

Country of ref document: SK

Effective date: 20210710

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

Ref country code: GB

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

Effective date: 20210710

Ref country code: DE

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

Effective date: 20220201

Ref country code: AT

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

Effective date: 20210710

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

Ref country code: SK

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

Effective date: 20210710

Ref country code: SE

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

Effective date: 20210711

Ref country code: NL

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

Effective date: 20210801

Ref country code: FR

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

Effective date: 20210731

Ref country code: CZ

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

Effective date: 20210710

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

Ref country code: IT

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

Effective date: 20210710

Ref country code: BE

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

Effective date: 20210731

REG Reference to a national code

Ref country code: ES

Ref legal event code: FD2A

Effective date: 20220926

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

Ref country code: ES

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

Effective date: 20210711

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

Ref country code: PL

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

Effective date: 20210710