EP2690184A1 - Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents
Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung Download PDFInfo
- Publication number
- EP2690184A1 EP2690184A1 EP12178332.8A EP12178332A EP2690184A1 EP 2690184 A1 EP2690184 A1 EP 2690184A1 EP 12178332 A EP12178332 A EP 12178332A EP 2690184 A1 EP2690184 A1 EP 2690184A1
- Authority
- EP
- European Patent Office
- Prior art keywords
- cold
- temperature
- content
- hot
- 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
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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- 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
-
- 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
- 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
- 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
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
-
- 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
- C22C38/02—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
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- 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
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- 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
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
- C22C38/18—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
- 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
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- 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
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- 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
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- 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
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- 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
- C21D2211/002—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
- C21D2211/008—Martensite
Definitions
- the invention relates to a cold-rolled steel flat product having a tensile strength Rm of at least 1400 MPa and an elongation A80 of at least 5%. Products of this type are characterized by a very high strength in combination with good elongation properties and are suitable as such, in particular for the production of components for motor vehicle bodies.
- the invention likewise relates to a method for producing a flat steel product according to the invention.
- alloy contents are stated here only in “%”, this always means “% by weight”, unless expressly stated otherwise.
- the cast strip is hot rolled at a conventional reduction rate. Hot rolling is terminated at a final temperature at which all copper is still in solid solution in the ferrite and / or austenite matrix. Then, the strip is subjected to a rapid cooling step to hold the copper in supersaturated solid solution in the ferrite and / or austenite solution. After coiling into a coil, a cold strip can be rolled from the hot strip thus obtained with a cold rolling amount of 40-80%. This cold strip is then subjected to a recrystallizing annealing, where it is brought as quickly as possible to a lying in the range of 840 ° C annealing temperature and held there to bring the largest possible proportion of the copper contained in the steel in solution.
- Another method for producing an extremely strong cold strip is from US 7,591,977 B2 known.
- a hot rolled strip (containing wt%) of 0.1-0.25% C, 1.0-2.0% Si and 1.5-3.0% Mn having a cold rolling degree of 30-70 rolled to a cold-rolled strip, which is then subjected to a continuous heat treatment.
- the cold strip is heated in a first annealing step to a lying above its Ar3 temperature first annealing temperature to bring in the cold strip carbides in solution.
- a cooling proceeding from the first annealing temperature takes place, with a cooling rate of at least 10 ° C./s, to a second annealing temperature.
- This second annealing step carried out for bainite formation is carried out until the structure of the cold strip consists of at least 60% bainite and at least 5% residual austenite and the remainder polygonal ferrite.
- the aim is that the structure is as completely as possible bainitic and other structural constituents are present in traces at best.
- the cold-rolled strip obtained in this way achieves tensile strengths of up to 1180 MPa at an elongation of at least 9% and, if necessary, can be covered with a metallic, corrosion-protective layer.
- the object of the invention was to provide a cold rolled flat steel product which is manufactured in a simple and reliable way can and has an optimized combination of further increased strength and good ductility.
- a method for producing such a cold-rolled steel flat product should be mentioned.
- the solution according to the invention of the abovementioned object consists in that at least the working steps specified in claim 12 are run through to produce a cold-rolled flat steel product according to the invention.
- a steel strip according to the invention has a three-phase structure, the dominant constituent of which is bainite and which, moreover, consists of retained austenite and the remainder of martensite.
- the bainite content is at least 60% by volume and the residual austenite content is in the range from 10% to 25% by volume, the remainder of the microstructure in each case also being filled with martensite.
- the optimum martensite content is at least 10% by volume.
- Such a composite structure gives the best combination of Rm * A80 at the required tensile strength.
- the retained austenite is in a cold strip according to the invention predominantly film-like with small globular islands of blocky retained austenite with a particle size ⁇ 5 microns, so that the retained austenite has a high stability and, consequently, a low tendency to undesirable conversion to martensite and allows the TRIP effect.
- Cold rolled strip produced according to the invention regularly reaches tensile strengths Rm of more than 1400 MPa, with strains A80 which likewise regularly exceed 5%. Accordingly, the quality Rm * A80 of flat steel products according to the invention is regularly above 7000 MPa *%, with grades Rm * A80 of at least 13500 MPa *% being typically achieved.
- An inventive cold strip as such has a optimal combination of extreme strength and sufficient formability.
- the martensite starting temperature ie the temperature at which martensite is formed in steel processed according to the invention, can be determined according to the Thermodynamic Exatrapolation and Martensite Start-Temperature of Substituted Alloyed Steels "by H. Bhadeshia, published in Metal Science 15 (1981), pages 178-180 explained procedure can be calculated.
- the C content of the flat steel product according to the invention can be set to at least 0.25% by weight, in particular at least 0.27% by weight or at least 0.28% by weight, wherein the be used by the comparably high carbon content effects particularly safe when the C content in the range of> 0.25 to 0.5 wt .-%, in particular 0.27 to 0.4 wt .-% or 0.28 - 0.4 wt .-%, is.
- the strength-increasing effect of copper can also be used in a cold-rolled flat steel product according to the invention.
- a minimum content of 0.15% by weight of Cu, in particular at least 0.2% by weight of Cu may be present in the flat steel product according to the invention.
- a particularly effective contribution to strength is made by Cu, if it contains at least 0.55 wt .-% in the flat steel product according to the invention is present, whereby negative effects of the presence of Cu can be limited by limiting the Cu content to at most 1.5% by weight.
- the martensite start temperature can be lowered and the tendency of the bainite to convert to pearlite or cementite can be suppressed.
- Cr at levels up to the upper limit of not more than 2% by weight given in accordance with the invention promotes the ferritic transformation, with optimum effects of the presence of Cr in the cold-rolled flat steel product of the invention when the Cr content is reduced to 1.5% by weight. % is limited.
- the positive influence of Cr can be used particularly effectively if at least 0.3% by weight of Cr is present in the flat steel product according to the invention.
- Ti, V or Nb which is also optional, can help to create finer-grained microstructures and promote bainitic transformation.
- these microalloying elements carry through the Formation of precipitates to increase hardness.
- the positive effects of Ti, V and Nb in the cold-rolled flat steel product according to the invention can be used particularly effectively if their content is in each case in the range from 0.002 to 0.15% by weight, in particular 0.1% by weight does not exceed.
- Si is present in a flat steel product according to the invention in contents of 0.4-2.5% by weight and causes a marked solid solution hardening.
- the Si content can be set to at least 1.0 wt .-%.
- Al can partially replace the Si content in the steel processed according to the invention. At the same time, Al and Si are deoxidizing during steelmaking. For this purpose, a minimum content of 0.01 wt .-% Al can be provided. Higher contents of Al prove to be useful, for example, if the addition of Al should set the hardness or tensile strength of the steel to a lower value in favor of improved ductility.
- Si and Al Another function of Si and Al is to suppress carbide formation in the bainite and thus to stabilize the retained austenite by dissolved C.
- the formation of the structure prescribed according to the invention can be ensured, in particular, by the contents of the steel processed according to the invention and, accordingly, the contents of the flat steel product according to the invention of Mn, Cr, Ni, Cu and C having the following condition 1 ⁇ 0 . 5 % Mn + 0 . 167 % Cr + 0 . 125 % Ni + 0 . 125 % Cu + 1 .
- 334 % C ⁇ 2 meet, where with% Mn the respective Mn content in wt .-%, with% Cr of the respective Cr content in wt .-%, with% Ni of the respective Ni content in wt .-%, with% Cu of the respective Cu content in wt .-% and with% C of the respective C content in wt .-% are designated.
- the precursor cast from a composite steel according to the invention is first brought to a temperature or maintained at a temperature sufficient to terminate the hot rolling carried out from said temperature at a hot rolling end temperature in the range of 830-1000 ° C lie.
- the hot strip is cooled on the roller table following the relevant stand. This is followed by the roller table Hot strip in a coiler, where it is wound into a coil.
- the reel temperature must be at least 560 ° C, so that a relatively soft hot-band structure of ferrite and pearlite is formed.
- An optimum temperature profile for this purpose results when the hot rolling end temperature is in the range of 850-950 ° C., in particular in the range of 880-950 ° C.
- the precursor is heated or maintained at a temperature in the range of 1100-1300 ° C temperature before hot rolling.
- the structure of the hot strip thus obtained consists mainly of ferrite and pearlite. The risk of grain boundary oxidation can be minimized by limiting the coiler temperature to a maximum of 750 ° C.
- the hot strip After coiling, the hot strip is cold rolled, wherein the hot strip can of course be descaled chemically or mechanically before cold rolling in the usual way.
- the cold rolling is carried out with a degree of cold rolling of at least 30%, in particular at least 45%, in order to accelerate the recrystallization and conversion during the subsequent annealing. In general, a better surface quality is achieved by maintaining a correspondingly high degree of cold rolling. Cold rolling degrees of at least 50% have proven to be particularly favorable for this purpose.
- the cold strip according to the invention undergoes an annealing cycle in a continuous pass, in which it is heated in a first annealing phase to a temperature of at least 800 ° C., preferably at least 830 ° C. This first annealing phase lasts at least as long that the cold strip is completely austenitized. This typically requires 50-150 seconds.
- the product is quenched, the cooling rate being at least 8 ° C / s, in particular 10 ° C / s.
- the target temperature of this quenching is a holding temperature which is at most 470 ° C and higher than the martensite start temperature MS, starting from the martensite in the structure of the cold strip.
- the range of 300-420 ° C, in particular 330-420 ° C can be used as an indication of the range in which the holding temperature should be.
- the cold strip is kept in the holding temperature range in the second annealing phase, specifically until the structure of the cold strip has changed to at least 20% by volume in bainite.
- the holding can be carried out as an isothermal hold on the holding temperature achieved during the cooling or as a slow decrease in temperature within the holding temperature range.
- the flat steel product produced according to the invention can be treated in the usual way with a metallic protective layer be occupied. This can be done for example by hot dip coating. If an annealing is required before the application of the metallic coating, the heat treatment provided according to the invention can be carried out as part of this annealing.
- the correspondingly assembled steel melts have been cast in a conventional manner into a strand from which slabs have been divided.
- the thin slabs were then heated to a reheating temperature in a conventional manner as well.
- the heated slabs were hot rolled in a conventional hot rolling mill to hot strip with a thickness of 2 mm.
- the hot rolling end temperature was in the range of 830 - 900 ° C. Starting from this temperature, the hot strips were cooled to a lying above 560 ° C reel temperature and then coiled into coils.
- the hot strips thus obtained are descaled after coiling and cold rolled after descaling at cold rolling degrees of 50% to cold strip.
- a larger number of samples of these cold strips were then subjected to a heat treatment in which they were heated in a first annealing step at a heating rate of at least 1.9 ° C / s to a first annealing temperature in the range of 830-850 ° C was. At this temperature, the cold strips were held for a period of 120 seconds until fully warmed.
- a quenching in which cold strips were quenched with a cooling rate of at least 8 ° C / s to a holding temperature T2, which was in the range of 350-420 ° C.
- the holding temperatures T2 for a first batch of tests were 300 ° C, 310 ° C, 330 ° C, 340 ° C, 375 ° C, 390 ° C and 410 ° C.
- the cold strip samples have been kept for an annealing period t2.
- Fig. 1 the tensile strengths Rm achieved are plotted against the respective annealing temperature T2. It can be seen that the cold strip samples made of the steel S5 only achieved the required minimum tensile strength of 1400 MPa under certain annealing conditions, whereas the tensile strengths of the cold strip samples produced from the other steels always safely exceeded the minimum limit of 1400 MPa. The reason for this is the comparatively low carbon content of the steel S5, which is located at the lower limit of the content range prescribed according to the invention.
- Fig. 2 the tensile strengths of the cold strip samples produced from the steel S4 are plotted over the annealing time t2 of the second annealing stage. It turns out that the cold strip samples held at a holding temperature of 310 ° C., 330 ° C. and 350 ° C., ie in the holding temperature range of 310 ° to 350 ° C., have reached the required tensile strength Rm of 1400 MPa irrespective of the respective annealing time t 2.
- Fig. 3 the tensile strengths of the cold strip samples produced from the steel S5 are plotted over the annealing time t2 of the second annealing stage. It can be seen here that the cold strip samples held at a holding temperature of 350 ° C. and 390 ° C., ie in the holding temperature range of 350 ° -390 ° C., reach the required tensile strength R m of 1400 MPa if the annealing time t 2 is shorter than 145 s.
- Fig. 4 the strain A80 of the cold strip samples produced from the steel S4 is plotted over the annealing time t2 of the second annealing stage.
- Fig. 5 the strain A80 of the cold strip samples produced from the steel S5 is plotted over the annealing time t2 of the second annealing stage.
- the cold strip samples have the required elongation A80 of at least 5%, regardless of their respective holding temperature T2 and independently of the respective holding temperature Reach annealing time t2. Accordingly, while maintaining a short annealing time and suitably low holding temperatures T2, a cold-rolled steel flat product according to the invention can be produced from the steel S5 despite its comparatively low C content, in which a high tensile strength Rm is combined with a sufficient elongation A80.
- Fig. 6 is shown in a section of an enlargement of a cross section of a cold strip according to the invention.
- residual austenite blocks RA-b are marked and a point is highlighted by an encircling, on which film-like retained austenite RA-f is present in a lamellar layering.
- Table 1 stolen C Mn Si Cu Cr Ti Nb V al N other S1 0.52 1.48 0.40 1.51 0, 88 0, 009 - 0.093 1,400 - - S2 0.301 1.41 1.46 1.47 0.87 0,014 0.005 0.09 0,021 0.0015 Ni: 0.021 Mo: ⁇ 0.002 S3 0,505 1.50 0.40 0, 6 1.30 0.011 - 0.098 0,012 0,002 Ni: 0.63 Mo: 0.30 S4 0.384 1.97 0.41 0.57 1.37 0.0016 - ⁇ 0.0005 0,018 0.0014 Ni: 0.59 Mo: 0.30 S5 0.252 1.47 2.15 0.32 0.41 0,020 - 0.11 0.009 - Ni: 0.02 Mo: ⁇ 0.002 In% by weight, Remaining iron and unavoidable impurities
Abstract
Description
- Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Zugfestigkeit Rm von mindestens 1400 MPa und einer Dehnung A80 von mindestens 5 %. Produkte dieser Art zeichnen sich durch eine sehr hohe Festigkeit in Kombination mit guten Dehnungseigenschaften aus und sind als solche insbesondere für die Herstellung von Bauteilen für Kraftfahrzeugkarosserien geeignet.
- Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts.
- Unter dem Begriff "Stahlflachprodukt" werden hier durch einen Walzprozess erzeugte Stahlbleche oder Stahlbänder sowie davon abgeteilte Platinen und desgleichen verstanden.
- Sofern hier Legierungsgehalte lediglich in "%" angegeben sind, ist damit immer "Gew.-%" gemeint, sofern nicht ausdrücklich etwas anderes angegeben ist.
- Aus der
EP 1 466 024 B1 (DE 603 15 129 T2 ) ist ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts bekannt, das Zugfestigkeiten von deutlich mehr als 1000 MPa aufweisen soll. Um dies zu erreichen, wird eine Stahlschmelze, die (in Gew.-%) 0,0005 - 1 % C, 0,5 - 10 % Cu, bis zu 2 % Mn, bis zu 5 % Si, bis zu 0,5 % Ti, bis zu 0,5 % Nb, bis zu 5 % Ni, bis zu 2 % Al und als Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen aufweist. Die Schmelze wird zu einem Band gegossen, dessen Dicke max. 10 mm beträgt und das durch Besprengen mit Wasser oder einem Wasser-Luft-Gemisch rasch auf eine Temperatur von höchstens 1000 °C abgekühlt wird. Anschließend wird das gegossene Band mit einer üblichen Reduktionsrate warmgewalzt. Das Warmwalzen wird bei einer Endtemperatur beendet, bei der sich das gesamte Kupfer noch in fester Lösung in der Ferrit- und/oder Austenitmatrix befindet. Dann wird das Band einem Schritt einer schnellen Abkühlung unterzogen, um das Kupfer in übersättigter fester Lösung in der Ferrit- und/oder Austenitlösung zu halten. Nach einem Haspeln zu einem Coil kann aus dem so erhaltenen Warmband mit einem 40 - 80 % betragenden Kaltwalzgrad ein Kaltband gewalzt werden. Dieses Kaltband wird dann einer rekristallisierenden Glühung unterzogen, bei der es möglichst schnell auf eine im Bereich von 840 °C liegenden Glühtemperatur gebracht und dort gehalten wird, um einen möglichst großen Anteil des im Stahl enthaltenen Kupfers in Lösung zu bringen. Anschließend erfolgt eine schnelle Abkühlung auf eine 400 - 700 °C betragende Temperatur, bei der sich erneut Cu-Ausscheidungen bilden. Auf diese Weise soll durch Ausscheidungshärtung das angestrebte Festigkeitsniveau des Stahls erreicht werden. Gleichzeitig soll der Kupfergehalt die Korrosions- und Versprödungsbeständigkeit des Stahls durch Bildung einer Schutzoxidschicht erhöhen. - Ein weiteres Verfahren zur Herstellung eines extrem festen Kaltbands ist aus der
US 7,591,977 B2 bekannt. Gemäß diesem Verfahren wird ein (in Gew.-%) 0,1 - 0,25 % C, 1,0 - 2,0 % Si und 1,5 - 3,0 % Mn enthaltendes Warmband mit einem Kaltwalzgrad von 30 - 70 % zu einem Kaltband gewalzt, das dann einer im kontinuierlichen Durchlauf absolvierten Wärmebehandlung unterzogen wird. Dabei wird das Kaltband in einem ersten Glühschritt auf eine oberhalb seiner Ar3-Temperatur liegende erste Glühtemperatur erwärmt, um im Kaltband vorhandene Karbide in Lösung zu bringen. Anschließend erfolgt eine von der ersten Glühtemperatur ausgehende, mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 10 °C/s erfolgende Abkühlung auf eine zweite Glühtemperatur. Diese ist so gewählt, dass sich im Kaltband Bainit bildet, und liegt typischerweise im Bereich von 300 - 450 °C. Dieser zur Bainitbildung durchgeführte zweite Glühschritt wird so lange ausgeführt, bis das Gefüge des Kaltbands zu mindestens 60 % aus Bainit und zu mindestens 5 % aus Restaustenit sowie als Rest aus polygonalem Ferrit besteht. Dabei wird angestrebt, dass das Gefüge möglichst vollständig bainitisch ist und andere Gefügebestandteile allenfalls in Spuren vorliegen. Das so beschaffene Kaltband erreicht Zugfestigkeiten von bis zu 1180 MPa bei einer Dehnung von mindestens 9 % und kann erforderlichenfalls mit einer metallischen, vor Korrosion schützenden Schicht belegt werden. - Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt zu schaffen, dass auf einfache und betriebssichere Weise hergestellt werden kann und eine optimierte Kombination aus weiter gesteigerter Festigkeit und guter Verformbarkeit aufweist. Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen kaltgewalzten Stahlflachprodukts genannt werden.
- In Bezug auf das kaltgewalzte Stahlflachprodukt ist diese Aufgabe erfindungsgemäß durch das in Anspruch 1 angegebene Stahlflachprodukt gelöst worden.
- In Bezug auf das Verfahren besteht die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend genannten Aufgabe darin, dass zur Herstellung eines erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 12 angegebenen Arbeitsschritte durchlaufen werden.
- Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
- Das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt zeichnet sich dadurch aus, dass es neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)
- C: 0,10 - 0,60 %,
- Si: 0,4 - 2,5 %,
- Al: bis zu 3,0 %
- Mn: 0,4 - 3,0 %,
- Ni: bis zu 1,0 %,
- Cu: bis zu 2,0 %,
- Mo: bis zu 0,4 %,
- Cr: bis zu 2 %,
- Co: bis zu 1,5 %,
- Ti: bis zu 0,2 %,
- Nb: bis zu 0,2 %,
- V: bis zu 0,5 %,
- Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukts umfasst folgende Arbeitsschritte:
- Bereitstellen eines Vorprodukts in Form einer Bramme, Dünnbramme oder eines gegossenen Bands, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,10 - 0,60 %, Si: 0,4 - 2,5 %, Al: bis zu 3,0 %, Mn: 0,4 - 3,0 %, Ni: bis zu 1,0 %, Cu: bis zu 2,0 %, Mo: bis zu 0,4 %, Cr: bis zu 2 %, Co: bis zu 1,5 %, Ti: bis zu 0,2 %, Nb: bis zu 0,2 %, V: bis zu 0,5 % enthält;
- Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband in einem oder mehreren Walzstichen, wobei das erhaltene Warmband beim Verlassen des letzten Walzstichs eine Warmwalzendtemperatur von mindestens 830 °C aufweist;
- Haspeln des erhaltenen Warmbands bei einer Haspeltemperatur, die zwischen der Warmwalzendtemperatur und 560 °C liegt;
- Kaltwalzen des Warmbands zu einem Kaltband mit einem Kaltwalzgrad von mindestens 30 %;
- Wärmebehandeln des erhaltenen Kaltbands, wobei das Kaltband im Zuge der Wärmebehandlung
- auf eine mindestens 800 °C betragende Glühtemperatur erwärmt wird,
- optional über eine Glühdauer von 50 - 150 s bei der Glühtemperatur gehalten wird,
- ausgehend von der Glühtemperatur mit einer mindestens 8 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine Haltetemperatur abgekühlt wird, die in einem Haltetemperaturbereich liegt, dessen Obergrenze 470 °C beträgt und dessen Untergrenze höher ist als die Martensitstarttemperatur MS, ab der Martensit im Gefüge des Kaltbands entsteht, und
- im Haltetemperaturbereich über einen Zeitraum gehalten wird, der ausreicht, um im Gefüge des Kaltbands mindestens 20 Vol.-% Bainit zu bilden.
- Ein erfindungsgemäßes Stahlband weist ein dreiphasiges Gefüge auf, dessen dominierender Bestandteil Bainit ist und das darüber hinaus aus Restaustenit sowie als Rest aus Martenisit besteht. Optimaler Weise liegt dabei der Bainitanteil bei mindestens 60 Vol.-% und der Restaustenitanteil im Bereich von 10 - 25 Vol.-%, wobei auch hier der Rest des Gefüges jeweils durch Martensit aufgefüllt ist. Der optimale Martensitanteil beträgt mindestens 10 Vol.-%. Ein derart zusammengesetztes Gefüge bewirkt die beste Kombination vonRm*A80 bei der geforderten Zugfestigkeit.
- Neben den Hauptkomponenten "Bainit", "Restaustenit" und "Martensit" können Gehalte an anderen Gefügebestandteilen vorhanden sein, deren Anteile jedoch zu gering sind, um einen Einfluss auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Kaltbands zu haben. Der Restaustenit liegt in einem erfindungsgemäßen Kaltband überwiegend filmartig mit kleinen globularen Inseln von blockigem Restaustenit mit einer Korngröße <5 µm vor, so dass der Restaustenit eine hohe Stabilität und damit einhergehend eine geringe Neigung zur unerwünschten Umwandlung in Martensit besitzt sowie den TRIP-Effekt ermöglicht.
- Erfindungsgemäß erzeugtes Kaltband erreicht regelmäßig Zugfestigkeiten Rm von mehr als 1400 MPa, bei Dehnungen A80, die ebenso regelmäßig oberhalb von 5 % liegen. Dementsprechend liegt die Güte Rm*A80 von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten regelmäßig oberhalb von 7000 MPa*%, wobei typischerweise Güten Rm*A80 von mindestens 13500 MPa*% erreicht werden. Ein erfindungsgemäßes Kaltband verfügt als solches über eine optimale Kombination aus extremer Festigkeit und ausreichender Umformbarkeit.
- Die Martensitstarttemperatur, d. h. die Temperatur, ab der sich in erfindungsgemäß verarbeitetem Stahl Martensit bildet, kann gemäß der im Artikel "Thermodynamic Exatrapolation and Martensite-Start-Temperature of Substitutionally Alloyed Steels" von H. Bhadeshia, erschienen in Metal Science 15 (1981), Seiten 178 -180 erläuterten Vorgehensweise berechnet werden.
- Kohlenstoff verzögert im erfindungsgemäßen Stahl die Umwandlung in Ferrit/Perlit, senkt die Martensitstarttemperatur MS ab und trägt zur Erhöhung der Härte bei. Um diese positiven Effekte zu nutzen, kann der C-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf mindestens 0,25 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,27 Gew.-% oder mindestens 0,28 Gew.-%, gesetzt werden, wobei sich die durch den vergleichbar hohen Kohlenstoffgehalt erzielten Effekte dann besonders sicher nutzen lassen, wenn der C-Gehalt im Bereich von > 0,25 - 0,5 Gew.-%, insbesondere 0,27 - 0,4 Gew.-% oder 0,28 - 0,4 Gew.-%, liegt.
- Auch in einem erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt kann die festigkeitssteigernde Wirkung von Kupfer genutzt werden. Hierzu kann im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ein Mindestgehalt von 0,15 Gew.-% Cu, insbesondere mindestens 0,2 Gew.-% Cu, vorhanden sein. Einen besonders wirksamen Beitrag zur Festigkeit leistet Cu, wenn es in Gehalten von mindestens 0,55 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden ist, wobei sich negative Auswirkungen der Anwesenheit von Cu dadurch begrenzen lassen, dass der Cu-Gehalt auf höchstens 1,5 Gew.-% beschränkt wird.
- Mn in Gehalten von mindestens 0,4 Gew.-% und bis zu 3 Gew.-%, insbesondere bis zu 2,5 Gew.-%, fördert im erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl die Bainitbildung, wobei die optional zusätzlich vorhandenen Gehalte an Cu, Cr und Ni ebenfalls zur Bildung von Bainit beitragen. Abhängig von den jeweils anderen Bestandteilen des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls kann es dabei zweckmäßig sein, den Mn-Gehalt auf maximal 2 Gew.-% zu beschränken oder den Mindestgehalt an Mn auf 1,5 Gew.-% zu erhöhen.
- Auch durch die optionale Zugabe von Cr kann die Martensitstarttemperatur abgesenkt und die Neigung des Bainits zur Umwandlung in Perlit oder Zementit unterdrückt werden. Des Weiteren fördert Cr in Gehalten bis zu der erfindungsgemäß vorgegebenen Obergrenze von maximal 2 Gew.-% die ferritische Umwandlung, wobei sich optimale Wirkungen der Anwesenheit von Cr im erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt dann ergeben, wenn der Cr-Gehalt auf 1,5 Gew.-% beschränkt ist. Besonders wirksam nutzen lässt sich der positive Einfluss von Cr, wenn mindestens 0,3 Gew.-% Cr im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sind.
- Durch die ebenfalls optionale Zugabe von Ti, V oder Nb kann die Entstehung von feinkörnigerem Gefüge unterstützt und die bainitische Umwandlung gefördert werden. Darüber hinaus tragen diese Mikrolegierungselemente durch die Bildung von Ausscheidungen zur Steigerung der Härte bei. Besonders effektiv lassen sich die positiven Wirkungen von Ti, V und Nb im erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt dann nutzen, wenn ihr Gehalt jeweils im Bereich von 0,002 - 0,15 Gew.-% liegt, insbesondere 0,1 Gew.-% nicht überschreitet.
- Si ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,4 - 2,5 Gew.-% vorhanden und bewirkt eine deutliche Mischkristallverfestigung. Um diesen Effekt besonders sicher zu nutzen, kann der Si-Gehalt auf mindestens 1,0 Gew.-% gesetzt werden. Ebenso kann es zur Vermeidung negativer Einflüsse zweckmäßig sein, den Si-Gehalt auf maximal 2 Gew.-% zu beschränken.
- Al kann im erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl den Si-Gehalt zu einem Teil ersetzen. Gleichzeitig wirkt Al wie auch Si bei der Stahlherstellung desoxidierend. Hierzu kann ein Mindestgehalt von 0,01 Gew.-% Al vorgesehen werden. Höhere Gehalte an Al erweisen sich beispielsweise dann als zweckmäßig, wenn durch die Zugabe von Al die Härte oder Zugfestigkeit des Stahls zu Gunsten einer verbesserten Verformbarkeit auf einen niedrigeren Wert eingestellt werden soll.
- Eine weitere Funktion von Si und Al besteht darin, die Karbidbildung im Bainit zu unterdrücken und damit den Restaustenit durch gelösten C zu stabilisieren.
- Die positiven Einflüsse der gleichzeitigen Anwesenheit von Al und Si können dadurch besonders effektiv genutzt werden, wenn die Gehalte an Si und Al innerhalb der erfindungsgemäß vorgegebenen Grenzen folgende Bedingung erfüllen: %Si + 0,8%Al > 1,2 Gew.-% (mit %Si: jeweiliger Si-Gehalt in Gew.-%, %Al: jeweiliger Al-Gehalt in Gew.-%).
- Die Bildung des erfindungsgemäß vorgegebenen Gefüges lässt sich insbesondere dadurch gewährleisten, dass die Gehalte des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls und dementsprechend die Gehalte des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts an Mn, Cr, Ni, Cu und C die folgende Bedingung
erfüllen, wobei mit %Mn der jeweilige Mn-Gehalt in Gew.-%, mit %Cr der jeweilige Cr-Gehalt in Gew.-%, mit %Ni der jeweilige Ni-Gehalt in Gew.-%, mit %Cu der jeweilige Cu-Gehalt in Gew.-% und mit %C der jeweilige C-Gehalt in Gew.-% bezeichnet sind. - Zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird das aus einem erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl gegossene Vorprodukt zunächst auf eine Temperatur gebracht oder auf einer Temperatur gehalten, die ausreicht, um das ausgehend von dieser Temperatur durchgeführte Warmwalzen bei einer Warmwalzendtemperatur zu beenden, die im Bereich von 830 - 1000 °C liegen. Nach dem Verlassen des letzten für das Warmwalzen verwendeten Walzgerüsts kühlt das Warmband auf dem sich an das betreffende Walzgerüst anschließenden Rollgang ab. Im Anschluss an den Rollgang läuft das Warmband in eine Haspeleinrichtung, in der es zu einem Coil gewickelt wird.
- Die Haspeltemperatur muss mindestens 560 °C betragen, damit ein relativ weiches Warmbandgefüge aus Ferrit und Perlit entsteht. Ein für diesen Zweck optimaler Temperaturverlauf ergibt sich, wenn die Warmwalzendtemperatur im Bereich von 850 - 950 °C, insbesondere im Bereich von 880 - 950 °C, liegt. Typischerweise wird dazu das Vorprodukt vor dem Warmwalzen auf eine im Bereich von 1100 - 1300 °C liegende Temperatur erwärmt oder bei dieser Temperatur gehalten. Das Gefüge des so erhaltenen Warmbands besteht hauptsächlich aus Ferrit und Perlit. Die Gefahr einer Entstehung von Korngrenzenoxidation kann dadurch minimiert werden, dass die Haspeltemperatur auf maximal 750 °C beschränkt wird.
- Nach dem Haspeln wird das Warmband kaltgewalzt, wobei das Warmband vor dem Kaltwalzen selbstverständlich in üblicher Weise chemisch oder mechanisch entzundert werden kann.
- Das Kaltwalzen erfolgt mit einem Kaltwalzgrad von mindestens 30 %, insbesondere mindestens 45 %, um die Rekristallisation und Umwandlung beim anschließenden Glühen zu beschleunigen. Generell ergibt sich zudem durch Einhaltung eines entsprechend hohen Kaltwalzgrades eine bessere Oberflächenqualität. Kaltwalzgrade von mindestens 50 % haben sich hierfür als besonders günstig erwiesen. Nach dem Kaltwalzen absolviert das erfindungsgemäß erhaltene Kaltband in einem kontinuierlichen Durchlauf einen Glühzyklus, bei dem es in einer ersten Glühphase auf eine Temperatur von mindestens 800 °C, bevorzugt mindestens 830 °C, erwärmt wird. Diese erste Glühphase dauert mindestens so lange, dass das Kaltband vollständig austenitisiert ist. Hierzu sind typischerweise 50 - 150 s erforderlich.
- Am Ende der ersten Glühphase wird das Produkt abgeschreckt, wobei die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 8 °C/s, insbesondere 10 °C/s, beträgt. Die Zieltemperatur dieser Abschreckung ist eine Haltetemperatur, die höchstens 470 °C beträgt und höher ist als die Martensitstarttemperatur MS, ab der Martensit im Gefüge des Kaltbands entsteht. In der Praxis kann als Anhalt für den Bereich, in dem die Haltetemperatur liegen soll, der Bereich von 300 - 420 °C, insbesondere 330 - 420 °C, angewendet werden.
- Ausgehend von der jeweiligen Haltetemperatur wird das Kaltband in der zweiten Glühphase im Haltetemperaturbereich gehalten und zwar so lange, bis sich das Gefüge des Kaltbands zu mindestens 20 Vol.-% in Bainit gewandelt hat. Das Halten kann dabei als isothermes Halten auf der bei der Abkühlung erreichten Haltetemperatur oder als langsam erfolgende Temperaturabnahme innerhalb des Haltetemperaturbereichs durchgeführt werden.
- Das erfindungsgemäß erzeugte Stahlflachprodukt kann in üblicher Weise mit einer metallischen Schutzschicht belegt werden. Dies kann beispielsweise durch Schmelztauchbeschichten erfolgen. Sofern vor dem Auftrag der metallischen Beschichtung ein Glühen erforderlich ist, kann die erfindungsgemäß vorgesehene Wärmebehandlung im Rahmen dieses Glühens durchgeführt werden.
- Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
- Es sind fünf Stähle S1 - S5 erschmolzen worden, deren Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben ist.
- Die entsprechend zusammengesetzten Stahlschmelzen sind auf konventionelle Weise zu einem Strang vergossen worden, von dem Brammen abgeteilt worden sind. Die Dünnbrammen sind anschließend auf ebenso konventionelle Weise auf eine Wiedererwärmungstemperatur erwärmt worden.
- Die erwärmten Brammen sind in einer ebenfalls konventionellen Warmwalzstaffel zu Warmbändern mit einer Dicke von 2 mm warmgewalzt worden.
- Die Warmwalzendtemperatur lag jeweils im Bereich von 830 - 900 °C. Ausgehend von dieser Temperatur sind die Warmbänder auf eine oberhalb von 560 °C liegende Haspeltemperatur abgekühlt worden und anschließend zu Coils gehaspelt worden.
- Die so erhaltenen Warmbänder sind nach dem Haspeln entzundert und nach dem Entzundern bei Kaltwalzgraden von 50 % zu Kaltband kaltgewalzt worden.
- Eine größere Zahl von Proben dieser Kaltbänder sind dann einer Wärmebehandlung unterzogen worden, bei der sie in einem ersten Glühschritt mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 1,9 °C/s auf eine erste Glühtemperatur erwärmt worden sind, die im Bereich von 830 - 850 °C lag. Bei dieser Temperatur sind die Kaltbänder über eine Dauer von 120 s gehalten worden, bis sie vollständig durcherwärmt waren.
- Anschließend erfolgte eine Abschreckung, bei der Kaltbänder mit einer mindestens 8 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine Haltetemperatur T2 abgeschreckt worden sind, die im Bereich von 350 - 420 °C lag. Konkret lagen die Haltetemperaturen T2 bei einer ersten Charge von Versuchen bei 300 °C, 310 °C, 330 °C, 340 °C, 375 °C, 390 °C und 410 °C. Bei der jeweiligen Haltetemperatur T2 sind die Kaltbandproben für eine Glühdauer t2 gehalten worden.
- In
Fig. 1 sind die erzielten Zugfestigkeiten Rm über die jeweilige Glühtemperatur T2 aufgetragen. Es zeigt sich, dass die aus dem Stahl S5 gefertigten Kaltbandproben jeweils nur unter bestimmten Glühbedingungen die geforderte Mindestzugfestigkeit von 1400 MPa erreichen, während die Zugfestigkeiten der aus den anderen Stählen hergestellten Kaltbandproben stets sicher über der Mindestgrenze von 1400 MPa lagen. Als Grund hierfür ist der vergleichbar geringe, an der unteren Grenze des erfindungsgemäß vorgegebenen Gehaltsbereichs liegende Kohlenstoffgehalt des Stahls S5 ermittelt worden. - In
Fig. 2 sind die Zugfestigkeiten der aus dem Stahl S4 erzeugten Kaltbandproben über die Glühdauer t2 der zweiten Glühstufe aufgetragen. Es zeigt sich, dass die bei einer Haltetemperatur von 310 °C, 330 °C und 350 °C, also im Haltetemperaturbereich von 310 - 350 °C, gehaltenen Kaltbandproben die geforderte Zugfestigkeit Rm von 1400 MPa unabhängig von der jeweiligen Glühdauer t2 erreicht haben. - In
Fig. 3 sind in gleicher Weise die Zugfestigkeiten der aus dem Stahl S5 erzeugten Kaltbandproben über die Glühdauer t2 der zweiten Glühstufe aufgetragen. Es zeigt sich hier, dass die bei einer Haltetemperatur von 350 °C und 390 °C, also im Haltetemperaturbereich von 350 - 390 °C, gehaltenen Kaltbandproben die geforderte Zugfestigkeit Rm von 1400 MPa erreichen, wenn die Glühdauer t2 kürzer als 145 s ist. - In
Fig. 4 ist die Dehnung A80 der aus dem Stahl S4 erzeugten Kaltbandproben über die Glühdauer t2 der zweiten Glühstufe aufgetragen. Die bei einer Haltetemperatur von 310 °C, 330 °C und 350 °C, also im Haltetemperaturbereich von 310 - 350 °C, gehaltenen Kaltbandproben haben die geforderte Mindestdehnung A80 unabhängig von der jeweiligen Glühdauer t2 erreicht. - In
Fig. 5 ist die Dehnung A80 der aus dem Stahl S5 erzeugten Kaltbandproben über die Glühdauer t2 der zweiten Glühstufe aufgetragen. Auch hier zeigt sich, dass die Kaltbandproben die geforderte Dehnung A80 von mindestens 5 % unabhängig von ihrer jeweiligen Haltetemperatur T2 und unabhängig von der jeweiligen Glühdauer t2 erreichen. Dementsprechend kann bei Einhaltung einer kurzen Glühdauer und geeignet niedrigen Haltetemperaturen T2 auch aus dem Stahl S5 trotz seines vergleichsweise niedrigen C-Gehalts ein erfindungsgemäßes kaltgewalztes Stahlflachprodukt erzeugt werden, bei dem eine hohe Zugfestigkeit Rm mit einer ausreichenden Dehnung A80 kombiniert ist. - In
Fig. 6 ist in einem Ausschnitt eine Vergrößerung eines Querschnitts eines erfindungsgemäßen Kaltbands dargestellt. Dabei sind beispielhaft Restaustenitblöcke RA-b markiert und eine Stelle durch eine Umkreisung hervorgehoben, an der filmartiger Restaustenit RA-f in einer lamellenartigen Schichtung vorliegt.Tabelle 1 Stahl C Mn Si Cu Cr Ti Nb V Al N Sonstige S1 0,52 1,48 0,40 1,51 0, 88 0, 009 - 0,093 1,400 - - S2 0,301 1,41 1,46 1,47 0,87 0,014 0,005 0,09 0,021 0,0015 Ni: 0,021 Mo: <0,002 S3 0,505 1,50 0,40 0, 6 1,30 0,011 - 0,098 0,012 0,002 Ni: 0,63 Mo: 0,30 S4 0,384 1,97 0,41 0,57 1,37 0,0016 - <0,0005 0,018 0,0014 Ni: 0,59 Mo: 0,30 S5 0,252 1,47 2,15 0,32 0,41 0,020 - 0,11 0,009 - Ni: 0,02 Mo: <0,002 Angaben in Gew.-%,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Claims (15)
- Kaltgewalztes Stahlflachprodukt, mit einer Zugfestigkeit Rm von mindestens 1400 MPa und einer Dehnung A80 von mindestens 5 %, enthaltend neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%):C: 0,10 - 0,60 %,Si: 0,4 - 2,5 %,Al: bis zu 3,0 %Mn: 0,4 - 3,0 %,Ni: bis zu 1,0 %,Cu: bis zu 2,0 %,Mo: bis zu 0,4 %,Cr: bis zu 2 %,Co: bis zu 1,5 %,Ti: bis zu 0,2 %,Nb: bis zu 0,2 %,V: bis zu 0,5 %,
wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts zu mindestens 20 Vol.-% aus Bainit, zu 10 - 35 Vol.-% aus Restaustenit und als Rest aus Martensit besteht. - Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch
gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt mindestens 0,25 Gew.-% beträgt. - Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt mindestens 0,27 Gew.-% beträgt. - Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt mindestens 1,0 Gew.-% beträgt. - Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt mindestens 0,01 Gew.-% beträgt. - Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Cu-Gehalt mindestens 0,2 Gew.-% beträgt. - Stahlflachprodukt nach Anspruch 5, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Cu-Gehalt mindestens 0,55 Gew.-% beträgt. - Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt mindestens 0,3 Gew.-% beträgt. - Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine Gehalte an Mn, Cr, Ni, Cu und C die folgende Bedingung erfüllen:mit %Mn: jeweiliger Mn-Gehalt in Gew.-%,%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt in Gew.-%,%Ni: jeweiliger Ni-Gehalt in Gew.-%,%Cu: jeweiliger Cu-Gehalt in Gew.-%,%C: jeweiliger C-Gehalt in Gew.-%.
- Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Gefüge mindestens 50 Vol.-% Bainit enthält. - Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch
gekennzeichnet, dass sein Gefüge 10 - 25 Vol.-% Restaustenit enthält. - Verfahren zum Herstellen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 11 beschaffenen Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte:- Bereitstellen eines Vorprodukts in Form einer Bramme, Dünnbramme oder eines gegossenen Bands, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,10 - 0,60 %, Si: 0,4 - 2,5 %, Al: bis zu 3,0 % Mn,: 0,4 - 3,0 %, Ni: bis zu 1,0 %, Cu: bis zu 2,0 %, Mo: bis zu 0,4 %, Cr: bis zu 2 %, Co: bis zu 1,5 %, Ti: bis zu 0,2 %, Nb: bis zu 0,2 %, V: bis zu 0,5 % enthält;- Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband in einem oder mehreren Walzstichen, wobei das erhaltene Warmband beim Verlassen des letzten Walzstichs eine Warmwalzendtemperatur von mindestens 830 °C aufweist;- Haspeln des erhaltenen Warmbands bei einer Haspeltemperatur, die zwischen der Warmwalzendtemperatur und 560 °C liegt;- Kaltwalzen des Warmbands zu einem Kaltband mit einem Kaltwalzgrad von mindestens 30 %;- Wärmebehandeln des erhaltenen Kaltbands, wobei das Kaltband im Zuge der Wärmebehandlung- auf eine mindestens 800 °C betragende Glühtemperatur erwärmt wird,- ausgehend von der Glühtemperatur mit einer mindestens 8 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine Haltetemperatur abgekühlt wird, die in einem Haltetemperaturbereich liegt, dessen Obergrenze 470 °C beträgt und dessen Untergrenze höher ist als die Martensitstarttemperatur MS, ab der Martensit im Gefüge des Kaltbands entsteht, und- auf der Haltetemperatur über einen Zeitraum gehalten wird, der ausreicht, um im Gefüge des Kaltbands mindestens 20 Vol.-% Bainit zu bilden.
- Verfahren nach Anspruch 12, dadurch
gekennzeichnet, dass die Warmwalzendtemperatur 850 - 950 °C beträgt. - Verfahren nach einem der Ansprüche 12 oder 13,
dadurch gekennzeichnet, dass die Haltetemperatur 300 - 420 °C beträgt. - Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 14,
dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltband nach der Wärmebehandlung mit einer metallischen Schutzschicht belegt wird.
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
EP12178332.8A EP2690184B1 (de) | 2012-07-27 | 2012-07-27 | Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung |
PCT/EP2013/065838 WO2014016421A1 (de) | 2012-07-27 | 2013-07-26 | Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung |
CN201380048837.7A CN104641008B (zh) | 2012-07-27 | 2013-07-26 | 冷轧扁钢产品及其制造方法 |
JP2015523569A JP6202579B2 (ja) | 2012-07-27 | 2013-07-26 | 冷間圧延による平鋼製品及びそれを製造するための方法 |
US14/417,659 US20150218684A1 (en) | 2012-07-27 | 2013-07-26 | Cold-Rolled Flat Steel Product and Method for the Production Thereof |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
EP12178332.8A EP2690184B1 (de) | 2012-07-27 | 2012-07-27 | Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
EP2690184A1 true EP2690184A1 (de) | 2014-01-29 |
EP2690184B1 EP2690184B1 (de) | 2020-09-02 |
Family
ID=48877247
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
EP12178332.8A Active EP2690184B1 (de) | 2012-07-27 | 2012-07-27 | Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20150218684A1 (de) |
EP (1) | EP2690184B1 (de) |
JP (1) | JP6202579B2 (de) |
WO (1) | WO2014016421A1 (de) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE102017209982A1 (de) * | 2017-06-13 | 2018-12-13 | Thyssenkrupp Ag | Hochfestes Stahlblech mit verbesserter Umformbarkeit |
EP3418412A4 (de) * | 2016-02-19 | 2019-08-21 | Nippon Steel Corporation | Stahl |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE102015119839A1 (de) * | 2015-11-17 | 2017-05-18 | Benteler Steel/Tube Gmbh | Stahllegierung mit hohem Energieaufnahmevermögen und Stahlrohrprodukt |
US11384415B2 (en) | 2015-11-16 | 2022-07-12 | Benteler Steel/Tube Gmbh | Steel alloy with high energy absorption capacity and tubular steel product |
WO2017109539A1 (en) * | 2015-12-21 | 2017-06-29 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet |
KR101822292B1 (ko) | 2016-08-17 | 2018-01-26 | 현대자동차주식회사 | 고강도 특수강 |
KR101822295B1 (ko) | 2016-09-09 | 2018-01-26 | 현대자동차주식회사 | 고강도 특수강 |
CN108546881B (zh) * | 2018-05-16 | 2020-06-26 | 东北大学 | 一种无屈服平台冷轧中锰钢薄带的制备方法 |
DE102021119047A1 (de) | 2021-07-22 | 2023-01-26 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einem bainitischen Grundgefüge und kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen Grundgefüge |
Citations (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1553202A1 (de) * | 2004-01-09 | 2005-07-13 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Ultrahochfester Stahl mit ausgezeichneter Beständigkeit gegenüber Wasserstoffversprödung und Verfahren zu seiner Herstellung |
EP1466024B1 (de) | 2002-01-14 | 2007-07-25 | ARCELOR France | Verfahren zur herstellung eines eisenhüttenprodukts aus unlegiertem stahl mit hohem kupfergehalt und danach erhaltenes eisenhüttenprodukt |
EP1975266A1 (de) * | 2005-12-28 | 2008-10-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Ultrahochfestes stahlblech |
US7591977B2 (en) | 2004-01-28 | 2009-09-22 | Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same |
EP2105514A1 (de) * | 2006-12-11 | 2009-09-30 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hochfestes stahlblech |
EP2246456A1 (de) * | 2008-01-31 | 2010-11-03 | JFE Steel Corporation | Hochfestes stahlblech und herstellungsverfahren dafür |
US20100307644A1 (en) * | 2007-05-11 | 2010-12-09 | Arcelormittal France | Process for manufacturing cold-rolled and annealed steel sheet with a very high strength, and sheet thus produced |
EP2267176A1 (de) * | 2008-02-08 | 2010-12-29 | JFE Steel Corporation | Hochfestes heissverzinktes stahlblech mit hervorragender verarbeitbarkeit und herstellungsverfahren dafür |
EP2325346A1 (de) * | 2008-09-10 | 2011-05-25 | JFE Steel Corporation | Hochfeste stahlplatte und herstellungsverfahren dafür |
EP2327810A1 (de) * | 2008-09-10 | 2011-06-01 | JFE Steel Corporation | Hochfestes stahlblech und herstellungsverfahren dafür |
WO2011111333A1 (ja) * | 2010-03-09 | 2011-09-15 | Jfeスチール株式会社 | 高強度プレス部材およびその製造方法 |
WO2011111330A1 (ja) * | 2010-03-09 | 2011-09-15 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
EP2436794A1 (de) * | 2009-05-29 | 2012-04-04 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hochfestes stahlblech mit ausgezeichneter wasserstoff-versprödungsbeständigkeit |
Family Cites Families (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1832667A1 (de) * | 2006-03-07 | 2007-09-12 | ARCELOR France | Herstellungsverfahren von Stahlblechen mit hoher Festigkeit, Duktilität sowie Zähigkeit und so hergestellte Bleche. |
JP2010065272A (ja) * | 2008-09-10 | 2010-03-25 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP5504636B2 (ja) * | 2009-02-04 | 2014-05-28 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
2012
- 2012-07-27 EP EP12178332.8A patent/EP2690184B1/de active Active
-
2013
- 2013-07-26 JP JP2015523569A patent/JP6202579B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2013-07-26 WO PCT/EP2013/065838 patent/WO2014016421A1/de active Application Filing
- 2013-07-26 US US14/417,659 patent/US20150218684A1/en not_active Abandoned
Patent Citations (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1466024B1 (de) | 2002-01-14 | 2007-07-25 | ARCELOR France | Verfahren zur herstellung eines eisenhüttenprodukts aus unlegiertem stahl mit hohem kupfergehalt und danach erhaltenes eisenhüttenprodukt |
DE60315129T2 (de) | 2002-01-14 | 2008-04-10 | Arcelor France | Verfahren zur herstellung eines eisenhüttenprodukts aus unlegiertem stahl mit hohem kupfergehalt und danach erhaltenes eisenhüttenprodukt |
EP1553202A1 (de) * | 2004-01-09 | 2005-07-13 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Ultrahochfester Stahl mit ausgezeichneter Beständigkeit gegenüber Wasserstoffversprödung und Verfahren zu seiner Herstellung |
US7591977B2 (en) | 2004-01-28 | 2009-09-22 | Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same |
EP1975266A1 (de) * | 2005-12-28 | 2008-10-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Ultrahochfestes stahlblech |
EP2105514A1 (de) * | 2006-12-11 | 2009-09-30 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hochfestes stahlblech |
US20100307644A1 (en) * | 2007-05-11 | 2010-12-09 | Arcelormittal France | Process for manufacturing cold-rolled and annealed steel sheet with a very high strength, and sheet thus produced |
EP2246456A1 (de) * | 2008-01-31 | 2010-11-03 | JFE Steel Corporation | Hochfestes stahlblech und herstellungsverfahren dafür |
EP2267176A1 (de) * | 2008-02-08 | 2010-12-29 | JFE Steel Corporation | Hochfestes heissverzinktes stahlblech mit hervorragender verarbeitbarkeit und herstellungsverfahren dafür |
EP2325346A1 (de) * | 2008-09-10 | 2011-05-25 | JFE Steel Corporation | Hochfeste stahlplatte und herstellungsverfahren dafür |
EP2327810A1 (de) * | 2008-09-10 | 2011-06-01 | JFE Steel Corporation | Hochfestes stahlblech und herstellungsverfahren dafür |
EP2436794A1 (de) * | 2009-05-29 | 2012-04-04 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Hochfestes stahlblech mit ausgezeichneter wasserstoff-versprödungsbeständigkeit |
WO2011111333A1 (ja) * | 2010-03-09 | 2011-09-15 | Jfeスチール株式会社 | 高強度プレス部材およびその製造方法 |
WO2011111330A1 (ja) * | 2010-03-09 | 2011-09-15 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
VON H. BHADESHIA: "Thermodynamic Exatrapolation and Martensite-Start-Temperature of Substitutionally Alloyed Steels", METAL SCIENCE, vol. 15, 1981, pages 178 - 180 |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP3418412A4 (de) * | 2016-02-19 | 2019-08-21 | Nippon Steel Corporation | Stahl |
DE102017209982A1 (de) * | 2017-06-13 | 2018-12-13 | Thyssenkrupp Ag | Hochfestes Stahlblech mit verbesserter Umformbarkeit |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2015528065A (ja) | 2015-09-24 |
US20150218684A1 (en) | 2015-08-06 |
WO2014016421A1 (de) | 2014-01-30 |
JP6202579B2 (ja) | 2017-09-27 |
CN104641008A (zh) | 2015-05-20 |
EP2690184B1 (de) | 2020-09-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP2690183B1 (de) | Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung | |
EP2383353B1 (de) | Höherfester, Mn-haltiger Stahl, Stahlflachprodukt aus einem solchen Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung | |
EP2028282B1 (de) | Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts | |
EP2855718B1 (de) | Stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts | |
EP2031081B1 (de) | Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts | |
EP2809819B1 (de) | Höchstfester mehrphasenstahl mit verbesserten eigenschaften bei herstellung und verarbeitung | |
EP2690184B1 (de) | Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung | |
EP2668302B1 (de) | Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften | |
EP2439290B1 (de) | Mehrphasenstahl, aus einem solchen Mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung | |
EP2840159B1 (de) | Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils | |
WO2015144529A1 (de) | Verfahren zur erzeugung eines hochfesten stahlflachprodukts | |
EP3535431B1 (de) | Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung | |
EP2905348B1 (de) | Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts | |
EP3504349B1 (de) | Verfahren zur herstellung eines höchstfesten stahlbandes mit verbesserten eigenschaften bei der weiterverarbeitung und ein derartiges stahlband | |
EP2439291A1 (de) | Mehrphasenstahl, aus einem solchen Mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung | |
WO2008052918A1 (de) | Verfahren zum herstellen von stahl-flachprodukten aus einem ein martensitisches gefüge bildenden stahl | |
DE2924167A1 (de) | Verfahren zur herstellung von kaltgewalztem stahlblech mit doppelphasigem gefuege | |
EP3512968B1 (de) | Verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts aus einem manganhaltigen stahl und ein derartiges stahlflachprodukt | |
EP1398390B1 (de) | Ferritisch/martensitischer Stahl mit hoher Festigkeit und sehr feinem Gefüge | |
EP1453984B1 (de) | Verfahren zum herstellen von warmband oder -blech aus einem mikrolegierten stahl | |
EP1396550A1 (de) | Verfahren zum Herstellen eines Warmbandes | |
DE102016115618A1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung und ein derartiges Stahlband | |
EP3964591A1 (de) | Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts | |
DE102018132816A1 (de) | Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten profilierten Warmbanderzeugnissen | |
WO2021213647A1 (de) | Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung |
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 |
|
17P | Request for examination filed |
Effective date: 20140728 |
|
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 |
|
STAA | Information on the status of an ep patent application or granted ep patent |
Free format text: STATUS: EXAMINATION IS IN PROGRESS |
|
17Q | First examination report despatched |
Effective date: 20180307 |
|
GRAP | Despatch of communication of intention to grant a patent |
Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1 |
|
STAA | Information on the status of an ep patent application or granted ep patent |
Free format text: STATUS: GRANT OF PATENT IS INTENDED |
|
INTG | Intention to grant announced |
Effective date: 20200310 |
|
GRAS | Grant fee paid |
Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3 |
|
GRAA | (expected) grant |
Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210 |
|
STAA | Information on the status of an ep patent application or granted ep patent |
Free format text: STATUS: THE PATENT HAS BEEN GRANTED |
|
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 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: AT Ref legal event code: REF Ref document number: 1308863 Country of ref document: AT Kind code of ref document: T Effective date: 20200915 Ref country code: CH Ref legal event code: EP |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: DE Ref legal event code: R096 Ref document number: 502012016329 Country of ref document: DE |
|
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: LT Ref legal event code: MG4D |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
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: 20200902 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: 20200902 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: 20201202 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: 20201203 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: 20201202 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: 20200902 Ref country code: SE 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: 20200902 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: NL Ref legal event code: MP Effective date: 20200902 |
|
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 FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT Effective date: 20200902 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: 20200902 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: 20200902 |
|
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: 20210104 Ref country code: NL 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: 20200902 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: 20200902 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: 20200902 Ref country code: CZ 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: 20200902 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: 20200902 |
|
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: 20200902 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: 20210102 Ref country code: ES 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: 20200902 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: DE Ref legal event code: R097 Ref document number: 502012016329 Country of ref document: DE |
|
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 FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT Effective date: 20200902 |
|
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: 20210603 |
|
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: 20200902 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: 20200902 |
|
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 FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT Effective date: 20200902 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: DE Ref legal event code: R119 Ref document number: 502012016329 Country of ref document: DE |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: CH Ref legal event code: PL |
|
GBPC | Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee |
Effective date: 20210727 |
|
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: 20200902 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: BE Ref legal event code: MM Effective date: 20210731 |
|
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: 20210731 Ref country code: GB Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20210727 Ref country code: DE Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20220201 Ref country code: CH Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20210731 |
|
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: 20210727 Ref country code: FR Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20210731 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: IE Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20210727 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: AT Ref legal event code: MM01 Ref document number: 1308863 Country of ref document: AT Kind code of ref document: T Effective date: 20210727 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: AT Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20210727 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
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: 20120727 Ref country code: CY 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: 20200902 |