EP2855717A1 - Stahl, stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts - Google Patents

Stahl, stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts

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EP2855717A1
EP2855717A1 EP13726583.1A EP13726583A EP2855717A1 EP 2855717 A1 EP2855717 A1 EP 2855717A1 EP 13726583 A EP13726583 A EP 13726583A EP 2855717 A1 EP2855717 A1 EP 2855717A1
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EP
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steel
cold
temperature
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flat
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EP13726583.1A
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Andreas Bongards
Sigrun EBEST
Sebastian FELDHAUS
Udo Paul
Roland Sebald
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Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils
    • 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
    • C21D2211/005—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

Definitions

  • the invention relates to a cost-producible, higher-strength steel.
  • the invention likewise relates to a flat steel product produced from such a steel and to a method for producing the same
  • Dual-phase steels have been used in automotive engineering for some time.
  • alloying concepts for such steels known, each of which is composed so that they meet a wide variety of requirements.
  • Many of the known concepts are based on an alloy with molybdenum or require elaborate production processes, in particular a very rapid cooling in the cold strip annealing in order to produce the respectively desired structure of the steel. Since the price of molybdenum in the market is subject to strong fluctuations, the production of steels containing high levels of Mo is associated with a high cost risk.
  • molybdenum there are the positive effects that molybdenum has on the mechanical properties of dual-phase steels. For example, sufficiently high Mo contents retard perlite formation during cooling and
  • JP 11-310852 discloses a process for producing a hot strip of a dual-phase steel which contains (in% by weight) 0.03-0.15% C, up to 1.5% Si, O, 05 - 2.5% Mn, up to 0.05% P, 0.005 - 0.5% Al, 0.02 - 2% Cr, up to 0.01% N, up to 0.03% Ti, up to 0.06% Nb and the remainder iron and unavoidable impurities
  • the hot strip should have a structure that (in
  • Area%) consists of 55-95% polygonal ferrite and 5-45% hard phases, those at low
  • a suitably composite steel is cast into slabs, which are heated after cooling to up to 1280 ° C and then hot rolled at a hot rolling temperature of Ar3 ⁇ 50 ° C to hot strip.
  • the obtained Hot strip is then coiled at a reel temperature of up to 250 ° C.
  • the low reel temperature leads to the formation of strength-enhancing phases and thus to a very strong hot strip.
  • This is difficult to process further. This is especially evident in the attempt to produce such produced hot strips
  • WO 2011/135997 is also a dual-phase steel, a hot-rolled steel sheet produced therefrom, and a method for producing such
  • the hot-rolled steel sheet known.
  • the steel consists besides iron and unavoidable impurities of (in wt .-%) 0.07 - 0.2% C, 0.3 - 1.5% Si and Al, 1.0 - 3.0% Mn, bis to 0.02% P, up to 0.005% S, 0.1-0.5% Cr and 0.001-0.008% N and additionally 0.002-0.05% Ti or 0.002-0.05% Nb.
  • the hot-rolled steel sheet has a microstructure which (in area%) to 7 - 35% of ferrite with a particle diameter of 0.5 - 3.0 ⁇ and the remainder of bainite ferrite or bainite and martensite. High contents of at least 0.5% Si contribute to increasing the strength of the steel, while
  • Aluminum is merely added to soothe the steel during its production. Again, a low reel temperature of less than 430 ° C
  • WO 2011/076383 describes a hot-dip galvanized steel strip which should have a high strength.
  • the steel strip consists in this case of a
  • the object of the invention was to provide a steel and a flat steel product, which have optimized mechanical properties and can be produced inexpensively, without being expensive, in terms of their procurement costs
  • Carbon allows the formation of martensite in the microstructure and is therefore in the steel of the invention for setting the desired high strength
  • the steel according to the invention contains at least 0.12 wt .-% C. Too high a C content, however, has a negative effect on the welding behavior. In general, the weldability of a steel decreases with the level of its carbon content. To negative influences of the C content on his
  • steel of the invention limited the maximum carbon content to 0.18% by weight. Silicon also increases in strength
  • the upper limit of the Si content of a steel according to the invention is 0.2% by weight.
  • the upper limit of the Mn content range of a steel according to the invention is included
  • Aluminum is of particular importance in the alloy according to the invention. Already used at low levels, it is used for deoxidation.
  • the inventively provided amount of at least 0.2 wt .-% promotes the formation of retained austenite. This has a positive effect on the elongation at break and the n value of steel flat products made from steel according to the invention, similar to known TRIP steels.
  • a content of more than 0.5 wt .-% AI deteriorates but in the case that the steel according to the invention as a precursor to slabs or thin slabs
  • the contents of Al in a steel according to the invention are limited to 0.5% by weight.
  • Chromium is in the steel according to the invention such as manganese for
  • An Nb content of at least 0.01% by weight is required for this purpose. Too high content would be the
  • Nb content in a steel according to the invention limited to 0.06 wt .-%, the effect of Nb then
  • Phosphorus, sulfur, nitrogen, molybdenum, boron, titanium, nickel and copper are in the steel of the present invention
  • Impurities are present, the production-related, for example by scraping, into the steel
  • present alloying elements C, Si, Mn, Al, Cr and Nb should be at least 2.5 wt .-% and not exceed 3.5 wt .-%. If the sum of the alloy contents is too low, there is a risk that the desired mechanical properties can not be achieved. On the other hand, if the sum of the alloy contents is too high, a very high strength of more than 900 MPa, which is not aimed at here, is achieved with poorer deformation behavior.
  • the method according to the invention for the production of a flat steel product according to the invention comprises the following steps: a) casting a composite according to the invention
  • the precursor may be a slab or a thin slab; b) hot rolling the precursor into a hot strip having a thickness of 2 to 5.5 mm, wherein the
  • the preheated steel flat product is finished heated to the respective annealing temperature within this holding stage, e.3) the cold-rolled steel flat product is cooled at the end of the annealing period at a cooling rate of 0.5 - 110 K / s.
  • the respective precursor can, if necessary, in an oven over a period of up to 500 minutes at a
  • the respective precursor can also be fed directly to the hot rolling in the still sufficiently hot state.
  • the reel temperature is set according to the invention to 480 - 610 ° C, because a lower reel temperature to a much firmer hot-rolled steel flat product
  • a coiler temperature above 610 ° C. in combination with the chromium content provided according to the invention would increase the risk of grain boundary oxidation.
  • the coiled hot-rolled coil cools to room temperature in the coil. Optionally, it can be pickled after cooling to remove scale and debris adhering to it.
  • the hot strip is placed in one or more
  • Cold rolling steps rolled to a cold-rolled steel flat product (“cold strip”). Starting from the thickness of the hot strip predetermined according to the invention, cold rolling is carried out with a total cold rolling degree of 40-80% in order to achieve the desired cold strip thickness of 0.6-2.4 mm.
  • the cold strip is subjected to a continuous annealing. This is used first to set the desired mechanical
  • Hot dip coating plant to be performed.
  • the glowing can also be a
  • both the heating to the respective maximum annealing temperature, as well as the subsequent cooling in one or more steps can take place.
  • the heating takes place first in a preheating stage at a rate of 0.2 K / s to 45 K / s to a preheating temperature of up to 870 ° C, in particular 690-860 ° C or 690-840 ° C.
  • Holding level in which it, provided its preheating temperature is less than the respective targeted maximum
  • Annealing temperature is, with further heating, the maximum annealing temperature of 750 - 870 ° C, achieved. At the respective maximum annealing temperature is the
  • the cooling of the cold-rolled is carried out at a cooling rate of 0.5-110 K / s
  • the cold-rolled steel flat product is to be dip-coated after annealing, it is cooled to a temperature of 455-550 ° C. during cooling.
  • the thus tempered cold-rolled steel flat product then passes through a Zn-melt bath, which has a temperature of 450-480 ° C.
  • the steel strip can be held for up to 100 seconds before entering the zinc bath. If, on the other hand, the temperature of the
  • Zinc bath temperature is.
  • the thickness of the Zn-based protective layer present on the flat steel product is adjusted in a known manner by a stripping device.
  • the hot dip coating may be followed by another galvannealing, in which the hot dip coated flat steel product is heated up to 550 ° C to burn in the zinc layer. Either immediately after exiting the zinc bath or following the additional heat treatment, the resulting cold rolled flat steel product is obtained
  • flat steel products according to the invention comprise the following variants:
  • the cold-rolled steel flat product (“cold strip”) is heated in a preheating oven at a heating rate of 10 - 45 K / s to a preheating temperature of 660 - 840 ° C.
  • the preheated cold strip is passed through a furnace zone in which the cold strip over a
  • Holding time of 8 - 24 s at a temperature of 760 - 860 ° C is maintained.
  • further heating occurs at a heating rate of 0.2 - 15 K / s.
  • the thus annealed cold strip is then cooled at a cooling rate of 2.0 - 30 K / s to an inlet temperature of 455 - 550 ° C, with which it then
  • Zinc melt bath is passed through and held for a maximum holding time of 45 s.
  • the zinc melt bath has a temperature of 455-465 ° C. Depending on its inlet temperature, the cold strip cools
  • Zinc melt bath with a cooling rate of up to 10 K / s to the respective temperature of the molten zinc bath or is kept at a constant temperature.
  • Zinc coating provided cold strip is set in a conventional manner, the coating thickness.
  • the cold-rolled steel flat product is in one
  • Heating rate of up to 25 K / s brought to a target temperature which is 760 - 860 ° C.
  • a holding of the thus-heated cold-rolled steel flat product takes place at a 750-870 ° C., in particular 780-870 ° C., amounting annealing temperature.
  • a holding zone of the furnace over 35-150 s, a holding of the thus-heated cold-rolled steel flat product takes place at a 750-870 ° C., in particular 780-870 ° C., amounting annealing temperature.
  • Steel flat product enters the holding zone, it is during the holding time, d. H. heated within this holding zone, with a heating rate of up to 3 K / s to the respective annealing temperature.
  • Flat steel product is first cooled slowly at a cooling rate of 0.5 - 10 K / s to an intermediate temperature which is 640 - 730 ° C, and then with a cooling rate of 5 - 110 K / s accelerated to a temperature of 455 - 550 ° C is cooled.
  • the zinc melt bath has a temperature of 450-480 ° C. At the from the
  • Zinc coating provided cold-rolled
  • a galvannealing may be performed to alloy in the zinc coating.
  • the cold strip provided with the zinc coating can be heated to 470-550 ° C. and kept at this temperature for a sufficient time.
  • Treatment is carried out, after Galvannealing- treatment, the zinc-coated cold-rolled a
  • Temper rolling are subjected to its mechanical properties and the surface finish of the
  • Dressing grades are typically in the range of
  • step el heating
  • step e.2 annealing at the respective annealing temperature
  • the cold-rolled steel flat product is first heated in a heating zone at a heating rate of 1-8 K / s to 750-870, in particular 750-850 ° C.
  • the thus annealed cold-rolled steel flat product is then subjected to a two-stage cooling, in which it is first accelerated at a cooling rate of 3 - 30 K / s cooled to an intermediate temperature of 450 - 570 ° C.
  • This cooling can be carried out as air and / or gas cooling. This is followed by one
  • At the respective cooling can be a
  • cold-rolled steel flat product over a holding time of 150 - 760 s at a temperature of 250 - 500 ° C, in particular 250 - 330 ° C, is maintained.
  • cooling of the cold-rolled steel flat product occurs at a cooling rate of up to 1.5 K / s.
  • Heat-treated cold-rolled flat steel product may finally be subjected to temper rolling in order to further improve its mechanical properties.
  • the applied skin passages are typically in the range of 0.1-2.0%, in particular 0.1-1.0%.
  • Cold-rolled flat rolled steel can subsequently be coated with a coating machine
  • Zinc alloy layer in a conventional manner
  • An inventive flat steel product has a composite in the manner explained above
  • alloy according to the invention is also characterized by a structure comprising 50-90 vol .-% of ferrite including bainitic ferrite, to 5 - 40 vol .-% of martensite, up to 15 vol .-% of retained austenite and to bis to 10 vol .-% for manufacturing reasons unavoidable other microstructure constituents, wherein the
  • Retained austenite content is optimally in the range of 6 to 12% by volume.
  • R p0 , 2 is at least 440 MPa, in particular up to 550 MPa, R m is at least 780 MPa, in particular up to 900 MPa,
  • nio-20 / Ag at least 0.10
  • BH 2 at least 25 MPa, in particular at least 30 MPa.
  • the molten steel A-I are cast into slabs and after cooling in an oven to the respective
  • Hot rolling start temperature WAT has been heated.
  • hot rolled steel strips were cooled to a coiling temperature HT at which they were then wound into a coil and cooled to room temperature.
  • the resulting hot-rolled steel strips are KWG with a respective overall degree of deformation
  • the cold-rolled steel strips were then cooled in one stage at a cooling rate RE to a temperature TE.
  • the steel strips emerging from the melt bath had a Zn alloy coating which protects them against corrosion.
  • Preheating temperature TV has been heated. Immediately after preheating, the steel strips have run into a second zone of the respective furnace.
  • Cooling the steel strips have been cooled with a comparatively low cooling rate RE 'to an intermediate temperature TE'. Upon reaching the intermediate temperature TE 1 , the respective steel bands are increased
  • Cooling rate RE has been cooled rapidly to the respective temperature TE.
  • the steel strips emerging from the melt bath had a Zn alloy coating which protects them from corrosion.
  • RV heating rate preheating temperature TV, heating rate RF, annealing temperature TG, annealing time tG, cooling rate RE ', intermediate temperature TE', cooling rate RE '
  • Preheating temperature TV has been heated. Immediately after preheating, the steel strips have run into a second zone of the respective furnace.
  • Annealing temperature TG heated steel strips were then kept at this temperature.
  • the cold-rolled steel strips were then cooled in two stages.
  • Intermediate temperature TZ has been cooled with a cooling rate RU to the overaging temperature TU.
  • RV heating rate preheating temperature TV, heating rate RG, annealing temperature TG, annealing time tG, cooling rate RZ ', intermediate temperature TZ', cooling rate RZ
  • temper rolling mill DG This applies both to the hot dip-coated steel strips in the first two series of tests and to the steel strips that have passed through the third series of tests.
  • the yield strength Rp0.2, the tensile strength Rm, the elongation A80, the n value (10-20 / Ag) and the composition of the microstructure have been determined, these properties being in each case on samples have been determined along the rolling direction.
  • V-bend has been determined according to DIN EN ISO 7438.
  • the sheet thickness should be here at most 1.5 and ideally does not exceed 1.0.
  • the minimum bending dome diameter has been determined at which no visible damage occurs. It should be 2 * sheet thickness, ideally 1, 5 * sheet thickness. With respect to the present invention, this means that the maximum bending dome diameter should not exceed 4.8 mm.
  • Table 7 shows a total of 58 in the

Abstract

Die Erfindung betrifft einen Stahl und ein daraus hergestelltes Stahlflachprodukt, die optimierte mechanische Eigenschaften aufweisen und sich dabei kostengunstig herstellen lassen, ohne dass dazu auf teure, hinsichtlich ihrer Beschaffungskosten großen Schwankungen unterworfene Legierungselemente zurückgegriffen werden muss. Der Stahl und das Stahlflachprodukt weisen dazu erfindungsgemaß folgende Zusammensetzung (in Gew.-%) auf: C: 0,12 - 0,18 %; Si: 0,05 - 0,2 %; Mn: 1,9 - 2,2 %; AI: 0,2 - 0,5 %; Cr: 0,05 - 0,2 %; Nb: 0,01 - 0,06 %; Rest Fe und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen, zu denen Gehalte an Phosphor, Schwefel, Stickstoff, Molybdän, Bor, Titan, Nickel und Kupfer mit der Maßgabe gehören, dass für ihre Gehalte jeweils gilt: P: ≤ 0,02 %, S: ≤ 0,003 %, N: ≤ 0,008 %, Mo: ≤ 0,1 %, B: ≤ 0,0007 %, TI: ≤ 0,01 %, NI: ≤ 0,1 %, Cu: ≤ 0,1 %. Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts, das aus einem erfindungsgemaßen Stahl besteht.

Description

Stahlflachprodukt und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts
Die Erfindung betrifft einen kostengünstig herstellbaren, höherfesten Stahl. Ebenso betrifft die Erfindung ein aus einem solchen Stahl hergestelltes Stahlflachprodukt sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen
Stahlflachprodukts .
Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, so sind damit durch Walzprozesse gewonnene Stahlbänder,
Stahlbleche und daraus gewonnene Platinen, Zuschnitte und desgleichen bezeichnet.
Sofern hier im Zusammenhang mit einer
Legierungsvorschrift Angaben zum Gehalt eines
Legierungselements gemacht werden, beziehen sich diese auf das Gewicht, sofern nicht ausdrücklich etwas anderes angegeben ist.
Dualphasenstähle werden bereits seit geraumer Zeit im Automobilbau eingesetzt. Dabei ist eine große Zahl von Legierungskonzepten für solche Stähle bekannt, die jeweils so zusammengesetzt sind, dass sie unterschiedlichsten Anforderungen genügen. Viele der bekannten Konzepte beruhen auf einer Legierung mit Molybdän oder setzen aufwändige Herstellungsverfahren, insbesondere eine sehr schnelle Abkühlung bei der Kaltbandglühung voraus, um das jeweils gewünschten Gefüge des Stahls zu erzeugen. Da der Preis von Molybdän auf dem Markt starken Schwankungen unterworfen ist, ist die Herstellung von Stählen, die hohe Anteile an Mo enthalten, mit einem hohen Kostenrisiko verbunden. Demgegenüber stehen die positiven Effekte, die Molybdän in Bezug auf die mechanischen Eigenschaften von Dualphasen-Stähle hat. So verzögern ausreichend hohe Mo- Gehalte die Perlitbildung bei der Abkühlung und
gewährleisten so die Entstehung eines für die an den jeweiligen Stahl gestellten Anforderungen günstiges Gefüge.
Aus der JP 11-310852 ist ein Verfahren zum Herstellen eines Warmbands aus einem Dual-Phasen-Stahl bekannt, der (in Gew . - % ) 0,03 - 0,15 % C, bis zu 1,5 % Si, 0,05 - 2,5 % Mn, bis zu 0,05 % P, 0,005 - 0,5 % AI, 0,02 - 2 % Cr, bis zu 0,01 % N, bis zu 0,03 % Ti, bis zu 0,06 % Nb und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
enthält. Dabei sollen die Gehalte an Mn und Cr die
Bedingung Cr + Mn < 3,5 und die Gehalte an Ti und Nb die Bedingung 0,005 % < 2 x Ti+Nb < 0,06 % erfüllen. Das Warmband soll dabei ein Gefüge aufweisen, das (in
Flächen-%) zu 55 - 95 % aus polygonalem Ferrit und zu 5 - 45 % aus harten Phasen besteht, die bei niedrigen
Temperaturen gebildet werden. Um dies zu erreichen, wird ein entsprechend zusammengesetzter Stahl zu Brammen vergossen, die nach einer Abkühlung auf bis zu 1280 °C erwärmt und anschließend mit einer Warmwalztemperatur von Ar3 ± 50 °C zu Warmband warmgewalzt werden. Das erhaltene Warmband wird dann bei einer Haspeltemperatur von bis zu 250 °C gehaspelt. Die niedrige Haspeltemperatur führt zur Bildung der festigkeitssteigernden Phasen und so zu einem sehr festen Warmband. Allerdings lässt sich dieses nur schwer weiterverarbeiten. Dies zeigt sich insbesondere bei dem Versuch, aus derart hergestellten Warmbändern
kaltgewalztes Stahlband zu erzeugen.
Aus der WO 2011/135997 ist ebenfalls ein Dual-Phasen- Stahl, ein daraus hergestelltes warmgewalztes Stahlblech, und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen
warmgewalzten Stahlblechs bekannt. Der Stahl besteht dabei neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,07 - 0,2 % C, 0,3 - 1,5 % Si und AI, 1,0 - 3,0 % Mn, bis zu 0,02 % P, bis zu 0,005 % S, 0,1 - 0,5 % Cr und 0,001 - 0,008 % N sowie zusätzlich 0,002 - 0,05 % Ti oder 0,002 - 0,05 % Nb . Das warmgewalzte Stahlblech hat dabei ein Gefüge, das (in Flächen-%) zu 7 - 35 % aus Ferrit mit einem Teilchendurchmesser 0,5 - 3,0 μπι und als Rest aus Bainit-Ferrit oder Bainit und Martensit besteht. Hohe Gehalte von mindestens 0,5 % Si tragen dabei zur Steigerung der Festigkeit des Stahls bei, während
Aluminium lediglich zum Beruhigen des Stahls während seiner Erzeugung zugegeben wird. Auch hier wird eine niedrige Haspeltemperatur von weniger als 430 °C
vorgeschrieben, um die Bildung einer ausreichenden Menge an festigkeitssteigernden harten Phasen im Warmband zu sichern. Die Einstellung des Gefüges schon im Warmband hat auch hier zur Folge, dass sich das auf diese bekannte Weise erzeugte Warmband ebenfalls nur schwer zu
kaltgewalztem Stahlband weiterverarbeiten lässt. In der WO 2011/076383 ist des Weiteren ein feuerverzinktes Stahlband beschrieben, das eine hohe Festigkeit besitzen soll. Das Stahlband besteht in diesem Fall aus einem
Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,10 - 0,18 % C, 1,90 - 2,50 % n, 0,30 - 0,50 % Si, 0,50 - 0,70 % AI, 0,10 - 0,50 % Cr, 0,001 - 0,10 % P, 0,01 - 0,05 % Nb, bis zu 0,004 % Ca, bis zu 0,05 % S, bis zu 0,007 % N, und optional mindestens eines der folgenden Elemente: 0,005 - 0,50 % Ti, 0,005 - 0,50 % V, 0,005 - 0,50 % Mo, 0,005 - 0,50 % Ni, 0,005 - 0,50 % Cu und bis zu 0,005 % B enthält. Dabei gilt für die Gehalte an AI und Si: 0,80 % < Al+Si < 1,05 % und für die Gehalte an Mn und Cr: Mn + Cr > 2,10 % . Der so zusammengesetzte Stahl soll eine verbesserte Verformbarkeit bei einer hohen Festigkeit bieten und gleichzeitig über eine gute
Schweißbarkeit und Oberflächenqualität zusammen mit einer guten Herstellbarkeit und Beschichtungsfähigkeit verfügen.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Stahl sowie ein Stahlflachprodukt anzugeben, die optimierte mechanische Eigenschaften aufweisen und sich dabei kostengünstig herstellen lassen, ohne dass dazu auf teure, hinsichtlich ihrer Beschaffungskosten großen
Schwankungen unterworfene Legierungselemente
zurückgegriffen werden muss.
Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, dass die zuverlässige Herstellung von kaltgewalzten
Stahlflachprodukten der erfindungsgemäß zu erzeugenden Art erlaubt. Erfindungsgemäß ist diese Aufgabe in Bezug auf den Stahl dadurch gelöst worden, dass ein solcher Stahl die in Anspruch 1 angegebene Zusammensetzung aufweist.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt besteht die
erfindungsgemäße Lösung der voranstehend genannten
Aufgabe darin, dass ein solches Stahlflachprodukt im kaltgewalzten Zustand wie in Anspruch 4 angegebenen beschaffen ist.
In Bezug auf das Verfahren ist die oben genannte Aufgabe schließlich dadurch gelöst worden, dass erfindungsgemäß bei der Herstellung eines kaltgewalzten
Stahlflachprodukts die in Anspruch 7 angegebenen
Arbeitsschritte durchlaufen werden.
Kohlenstoff ermöglicht die Ausbildung von Martensit im Gefüge und ist deshalb im erfindungsgemäßen Stahl ein für die Einstellung der angestrebt hohen Festigkeit
wesentliches Element. Damit diese Wirkung im
ausreichenden Maße eintritt, enthält der erfindungsgemäße Stahl mindestens 0,12 Gew.-% C. Ein zu hoher C-Gehalt wirkt sich jedoch negativ auf das Schweißverhalten aus. Generell gilt hier, dass die Verschweißbarkeit eines Stahls mit der Höhe seines Kohlenstoffgehalts abnimmt. Um negative Einflüsse des C-Gehalts auf seine
Verarbeitbarkeit zu vermeiden, ist daher beim
erfindungsgemäßen Stahl der maximale Kohlenstoffgehalt auf 0,18 Gew-% beschränkt. Silizium wird ebenfalls zur Festigkeitssteigerung
eingesetzt, indem es die Härte des Ferrits erhöht. Der minimale Gehalt an Silizium eines erfindungsgemäßen
Stahls liegt dazu bei 0,05 Gew.-%. Ein zu hoher Gehalt an Silizium führt allerdings sowohl zur unerwünschten
Korngrenzenoxidation, welche die Oberfläche eines aus erfindungsgemäßem Stahl erzeugten Stahlflachprodukts negativ beeinflusst, als auch zu Schwierigkeiten, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zur Verbesserung seiner Korrosionsbeständigkeit mit einem metallischen Überzug schmelztauchbeschichtet werden soll. Um derart negative, die Weiterverarbeitung erschwerende Einflüsse von Si im erfindungsgemäßen Stahl zu vermeiden, liegt die Obergrenze des Si-Gehalts eines erfindungsgemäßen Stahls bei 0,2 Gew.-%.
Mangan verhindert die Bildung von Perlit bei der
Abkühlung. Hierdurch wird im erfindungsgemäßen Stahl die gewünschte Martensitbildung gefördert und die Festigkeit des Stahls erhöht. Ein hinreichend hoher Gehalt an Mangan zur Unterdrückung der Perlitbildung liegt hier bei 1,9 Gew.-%. Mangan hat aber auch die negative Eigenschaft, Seigerungen zu bilden bzw. die Schweißeignung
herabzusetzen. Darüber hinaus bedingt die Anwesenheit höhere Mn-Gehalte einen erhöhten Energieaufwand bei der Erschmelzung eines erfindungsgemäßen Stahls. Um die negativen Effekte von Mn im erfindungsgemäßen Stahl zu vermeiden, liegt die Obergrenze des für Mn vorgesehenen Gehaltsbereichs eines erfindungsgemäßen Stahls bei
2,2 Gew.-%. Aluminium kommt in der erfindungsgemäßen Legierung eine besondere Bedeutung zu. Bereits in geringen Gehalten eingesetzt dient es zur Desoxidation . Die erfindungsgemäß vorgesehen Menge von mindestens 0,2 Gew.-% fördert die Bildung von Restaustenit . Dieser wirkt sich, ähnlich wie in bekannten TRIP-Stählen, positiv auf die Bruchdehnung und den n-Wert von aus erfindungsgemäßem Stahl gefertigten Stahlflachprodukten aus. Ein Gehalt von über 0,5 Gew.-% AI verschlechtert aber im Fall, dass der erfindungsgemäße Stahl als Vorprodukt zu Brammen oder Dünnbrammen
vergossen wird, die Brammeneigenschaften und führt gegebenenfalls zur Rissbildung. Zudem wirken sich hohe Aluminiumgehalte im Stahl negativ auf das
Beschichtungsverhalten aus. Daher sind die Gehalte an AI bei einem erfindungsgemäßen Stahl auf 0,5 Gew.-% begrenzt.
Chrom ist im erfindungsgemäßen Stahl wie Mangan zur
Festigkeitssteigerung vorhanden. Durch die Anwesenheit von Cr wird die Härtbarkeit und damit der Anteil an
Martensit im Stahl erhöht. Der hierzu erforderliche
Cr-Gehalt beträgt mindestens 0,05 Gew.-%. Um den
festigkeitssteigernden Einfluss von Cr nicht zu stark zu betonen, ist gleichzeitig der Cr-Gehalt eines
erfindungsgemäßen Stahls auf maximal 0,2 Gew.-%
beschränkt .
Niob bildet im erfindungsgemäßen Stahl
Feinstausscheidungen und erhöht dadurch ebenfalls die Festigkeit. Ein Nb-Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% ist hierfür erforderlich. Zu hohe Gehalte würden den
positiven Einfluss von Nb zu sehr verstärken und die Bruchdehnung negativ beeinflussen. Daher ist der
Nb-Gehalt bei einem erfindungsgemäßen Stahl auf 0,06 Gew.-% beschränkt, wobei die Wirkung von Nb dann
besonders sicher eintritt, wenn der Nb-Gehalt 0,01 - 0,04 Gew.-% beträgt.
Phosphor, Schwefel, Stickstoff, Molybdän, Bor, Titan, Nickel und Kupfer sind im erfindungsgemäßen Stahl
allenfalls als Verunreinigungen in so geringen Gehalten vorhanden, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls und eines daraus hergestellten
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts haben.
Dementsprechend sind in einem erfindungsgemäßen Stahl jeweils höchstens 0,02 Gew.-% P, höchstens 0,003 Gew.-% S, höchstens 0,008 Gew . -% N, höchstens 0,1 Gew.-% Mo, höchstens 0,0007 Gew.-% B, höchstens 0,01 Gew.-% Ti, höchstens 0,1 Gew.-% Ni und höchstens 0,1 Gew.-% Cu vorhanden, wobei der Gehalt an Molybdän bevorzugt
unterhalb von 0,05 Gew.-% liegt. Selbstverständlich können im erfindungsgemäßen Stahl weitere
Verunreinigungen vorhanden sein, die produktionsbedingt, beispielsweise durch Schrotteinsatz, in den Stahl
gelangen. Diese Verunreinigungen sind jedoch ebenfalls jeweils in so geringen Mengen anwesend, dass sie die Eigenschaften des Stahls nicht beeinflussen.
Die Summe der Gehalte an den in wirksamen Mengen
vorliegenden Legierungselementen C, Si, Mn, AI, Cr und Nb sollte mindestens 2,5 Gew.-% betragen und 3,5 Gew.-% nicht überschreiten. Ist die Summe der Legierungsgehalte zu gering, besteht die Gefahr, dass die gewünschten mechanischen Eigenschaften nicht erreicht werden. Ist die Summe der Legierungsgehalte dagegen zu hoch, wird eine hier nicht angestrebte sehr hohe Festigkeit von über 900 MPa bei schlechterem Verformungsverhalten erzielt.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts umfasst folgende Arbeitsschritte : a) Vergießen eines erfindungsgemäß zusammengesetzten
Stahls zu einem Vorprodukt, wobei es sich bei dem Vorprodukt um eine Bramme oder eine Dünnbramme handeln kann; b) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von 2 bis 5,5 mm, wobei die
Warmwalzanfangstemperatur 1000 - 1300 °C, insbesondere 1050 - 1200 °C, und die Warmwalzendtemperatur
840 - 950 °C, insbesondere 890 - 950 °C, beträgt; c) Haspeln des Warmbands zu einem Coil bei einer
Haspeltemperatur von 480 - 610 °C; d) Kaltwalzen des Warmbands zu einem 0,6 - 2,4 mm dicken kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad 40 - 80 % beträgt; e) im kontinuierlichen Durchlauf erfolgendes Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts, wobei e.l) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zunächst in einer Vorwärmstufe mit einer Aufheizrate von 0,2 - 45 °C/s auf eine Vorwärmtemperatur von bis zu 870 °C erwärmt wird, e.2) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt anschließend in einer Haltestufe über eine Glühdauer von 8 - 260 s bei einer Glühtemperatur von
750 - 870 °C gehalten wird, wobei optional das vorerwärmte Stahlflachprodukt innerhalb dieser Haltestufe auf die jeweilige Glühtemperatur fertigerwärmt wird, e.3) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach Ende der Glühdauer mit einer Abkühlrate von 0,5 - 110 K/s abgekühlt wird.
Um vor dem Fertigwarmwalzen auf die jeweils geforderte Warmwalzanfangstemperatur gebracht zu werden, kann das jeweilige Vorprodukt erforderlichenfalls in einem Ofen über eine Dauer von bis zu 500 Minuten bei einer
ausreichenden Ofentemperatur verweilen. Alternativ kann das jeweilige Vorprodukt auch direkt im noch ausreichend heißen Zustand dem Warmwalzen zugeführt werden.
Die Haspeltemperatur ist erfindungsgemäß auf 480 - 610 °C festgelegt, weil eine niedrigere Haspeltemperatur zu einem wesentlich festeren warmgewalzten Stahlflachprodukt
("Warmband") führen würde, das sich nur unter erschwerten Bedingungen weiterverarbeiten ließe. Eine Haspeltemperatur oberhalb von 610 °C würde dagegen in Kombination mit dem erfindungsgemäß vorgesehenen Chromgehalt die Gefahr der Korngrenzenoxidation erhöhen. Das gehaspelte Warmband kühlt im Coil auf Raumtemperatur ab. Optional kann es nach dem Abkühlen gebeizt werden, um auf ihm haftenden Zunder und Verschmutzungen zu entfernen.
Nach dem Haspeln und dem erforderlichenfalls durchgeführten Beizen wird das Warmband in einem oder mehreren
Kaltwalzschritten zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt ("Kaltband") gewalzt. Ausgehend von der erfindungsgemäß vorgegebenen Dicke des Warmbands wird dabei mit einem Gesamtkaltwalzgrad von 40 - 80 % kaltgewalzt, um die angestrebte Kaltbanddicke von 0,6 - 2,4 mm zu erzielen.
Im nächsten Fertigungsschritt wird das Kaltband einer kontinuierlichen Glühung unterzogen. Diese dient zuerst zur Einstellung der gewünschten mechanischen
Eigenschaften .
Gleichzeitig kann sie zur Vorbereitung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts für eine nachfolgende Beschichtung mit einem metallischen Überzug genutzt werden, der das kaltgewalzte Stahlflachprodukt vor korrosiven Angriffen im späteren Einsatz schützt. Großtechnisch besonders
kostengünstig lässt sich ein solcher Überzug durch
Schmelztauchbeschichten aufbringen. Die erfindungsgemäß vorgesehene Glühung kann dabei in einer im Durchlauf absolvierten, konventionell ausgebildeten
Schmelztauchbeschichtungsanlage durchgeführt werden.
Alternativ kann sich an die Glühung auch eine
elektrolytische Verzinkung anschließen. Im Zuge des Wärmebehandeins kann sowohl das Aufheizen auf die jeweilige maximale Glühtemperatur, als auch das anschließende Abkühlen in einem oder mehreren Schritten erfolgen. Das Aufheizen erfolgt dabei zunächst in einer Vorwärmstufe mit einer Rate von 0,2 K/s bis 45 K/s auf eine Vorwärmtemperatur von bis zu 870 °C, insbesondere 690 - 860 °C oder 690 - 840 °C.
Anschließend läuft das Stahlflachprodukt in eine
Haltestufe ein, in der es, sofern seine Vorwärmtemperatur weniger als die jeweils angezielte maximale
Glühtemperatur beträgt, unter weiterer Erwärmung die maximale Glühtemperatur von 750 - 870 °C, erreicht. Bei der jeweiligen maximalen Glühtemperatur wird das
Stahlflachprodukt gehalten, bis das Ende der Haltestufe erreicht ist. Die Glühdauer, innerhalb der das
Stahlflachprodukt in der Haltestufe jeweils auf der maximalen Glühtemperatur gehalten wird, beträgt 8 - 260 s. Bei einer zu geringen Temperatur oder zu geringen Zeit würde das Material nicht rekristallisieren. Infolgedessen würde zum einen für die Gefügeumwandlung bei der Abkühlung nicht genügend Austenit zur Martensitbildung zur Verfügung stehen. Zum anderen hätte unrekristallisierter Stahl eine ausgeprägte Anisotropie zur Folge. Eine zu lange Glühdauer oder eine zu hohe Temperatur führen dagegen zu einem sehr groben Gefüge und damit zu schlechteren mechanischen
Eigenschaften .
Nach Abschluss der Glühdauer erfolgt mit einer Abkühlrate von 0,5 - 110 K/s die Abkühlung des kaltgewalzten
Stahlflachprodukts. Die Abkühlrate wird dabei innerhalb dieses Fensters so eingestellt, dass eine Perlitbildung weitestgehend vermieden wird.
Soll das kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach dem Glühen schmelztauchbeschichtet werden, so wird es im Zuge der Abkühlung auf eine Temperatur von 455 - 550 °C abgekühlt. Das derart temperierte kaltgewalzte Stahlflachprodukt durchläuft dann ein Zn-Schmelzenbad, das eine Temperatur von 450 - 480 °C hat. Wenn die Temperatur des
kaltgewalzten Stahlflachprodukts in den für das Zinkbad vorgesehenen Bereich fällt, kann das Stahlband mit einer Dauer von bis zu 100 s vor dem Eintritt ins Zinkbad gehalten werden. Wenn dagegen die Temperatur des
Stahlbands größer als 480 °C ist, so wird das
Stahlflachprodukt bis zum Eintritt ins Zinkbad mit einer Abkühlrate von bis zu 10 K/s abgekühlt, bis seine
Temperatur in den für das Zinkbad vorgesehenen
Temperaturbereich fällt, insbesondere gleich der
Zinkbadtemperatur ist.
Bei Austritt aus dem Zn-Bad wird die Dicke der auf dem Stahlflachprodukt vorhandenen Zn-basierten Schutzschicht in bekannter Weise durch eine Abstreifeinrichtung eingestellt .
Optional kann sich an die Schmelztauchbeschichtung eine weitere Wärmebehandlung ( "Galvannealing" ) anschließen, bei der das schmelztauchbeschichtete Stahlflachprodukt auf bis zu 550 °C erwärmt wird, um die Zinkschicht einzubrennen . Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Zinkbad oder im Anschluss an die zusätzliche Wärmebehandlung wird das erhaltene kaltgewalzte Stahlflachprodukt auf
Raumtemperatur abgekühlt.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Erzeugung
erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte umfasst folglich folgende Varianten:
Variante a)
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt ("Kaltband") wird in einem Vorwärmofen mit einer Aufheizrate von 10 - 45 K/s auf eine Vorwärmtemperatur von 660 - 840 °C erwärmt.
Anschließend wird das vorerwärmte Kaltband durch eine Ofenzone geleitet, in der das Kaltband über eine
Haltezeit von 8 - 24 s bei einer Temperatur von 760 - 860 °C gehalten wird. Abhängig von der im vorangegangenen Arbeitsschritt erreichten Vorwärmtemperatur kommt es dabei zu einer weiteren Erwärmung mit einer Aufheizrate von 0,2 - 15 K/s.
Das so geglühte Kaltband wird dann mit einer Abkühlrate von 2,0 - 30 K/s auf eine Eintrittstemperatur von 455 - 550 °C abgekühlt, mit der es anschließend ein
Zinkschmelzenbad durchläuft und über eine Haltezeit von höchstens 45 s gehalten wird. Das Zinkschmelzenbad weist dabei eine Temperatur von 455 - 465 °C auf. Abhängig von seiner Eintrittstemperatur kühlt das Kaltband im
Zinkschmelzenbad mit einer Abkühlrate von bis zu 10 K/s auf die jeweilige Temperatur des Zinkschmelzenbads ab oder wird bei konstanter Temperatur gehalten. An dem aus dem Zinkschmelzenbad austretenden, nun mit einer
Zinkbeschichtung versehenen Kaltband wird in an sich bekannter Weise die Beschichtungsdicke eingestellt.
Abschließend wird das beschichtete Kaltband auf
Raumtemperatur gekühlt.
Variante b)
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in einer
Eingangsheizzone eines Durchlaufofens mit einer
Aufheizrate von bis zu 25 K/s auf eine Zieltemperatur gebracht, die 760 - 860 °C beträgt.
Anschließend erfolgt in einer Haltezone des Ofens über 35 - 150 s ein Halten des so aufgeheizten kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer 750 - 870 °C, insbesondere 780 - 870 °C, betragenden Glühtemperatur. Abhängig von der Temperatur, mit der das kaltgewalzte
Stahlflachprodukt in die Haltezone eintritt, wird es dabei während der Haltezeit, d. h. innerhalb dieser Haltezone, mit einer Aufheizrate von bis zu 3 K/s auf die jeweilige Glühtemperatur erwärmt.
Nach dem Halten bei der Glühtemperatur erfolgt eine zweistufige Abkühlung, bei der das kaltgewalzte
Stahlflachprodukt zunächst langsam mit einer Abkühlrate von 0,5 - 10 K/s auf eine Zwischentemperatur abgekühlt wird, die 640 - 730 °C beträgt, und anschließend mit einer Äbkühlrate von 5 - 110 K/s beschleunigt auf eine Temperatur von 455 - 550 °C abgekühlt wird.
Das auf die betreffende Temperatur abgekühlte
kaltgewalzte Stahlflachprodukt durchläuft dann ein
Zinkschmelzenbad. Das Zinkschmelzenbad weist dabei eine Temperatur von 450 - 480 °C auf. An dem aus dem
Zinkschmelzenbad austretenden, nun mit einer
Zinkbeschichtung versehenen kaltgewalzten
Stahlflachprodukt wird in an sich bekannter Weise die Beschichtungsdicke eingestellt.
Im Anschluss an den Auftrag der Zinkbeschichtung kann eine Glühbehandlung ( "Galvannealing" ) durchgeführt werden, um in der Zinkbeschichtung eine Legierungsbildung zu bewirken. Hierzu kann das mit der Zinkbeschichtung versehene Kaltband auf 470 - 550 °C erwärmt und über eine ausreichende Zeit bei dieser Temperatur gehalten werden.
Nach dem Zinkbeschichten oder, falls eine solche
Behandlung durchgeführt wird, nach der Galvannealing- Behandlung kann das zinkbeschichtete Kaltband einem
Dressierwalzen unterzogen werden, um seine mechanischen Eigenschaften und die Oberflächenbeschaffenheit der
Beschichtung zu verbessern. Die dabei eingestellten
Dressiergrade liegen typischerweise im Bereich von
0,1 - 2,0 %, insbesondere 0,1 - 1,0 %.
Zum Einstellen seiner mechanischen Eigenschaften kann das erfindungsgemäß zusammengesetzte und erzeugte
kaltgewalzte Stahlflachprodukt alternativ zu der voranstehend beschriebenen Möglichkeit einer Schmelztauchbeschichtung auch eine Wärmebehandlung in einem konventionellen Glühofen durchlaufen, bei der das Aufheizen (Arbeitsschritt e.l)) und das Glühen bei der jeweiligen Glühtemperatur (Arbeitsschritt e.2) in der voranstehend beschriebenen Weise absolviert werden, bei dem jedoch der Arbeitsschritt e.3 mindestens zweistufig durchgeführt wird, indem das kaltgewalzte
Stahlflachprodukt zunächst auf einen Temperaturbereich von 250 - 500 °C abgekühlt, dann in diesem
Temperaturbereich bis zu 760 s verweilt und anschließend weiter abgekühlt wird. Auf diese Weise wird der
Restaustenit im Gefüge des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts stabilisiert.
Bei einer unter diese Vorgehensweise fallenden Variante des erfindungsgemäßen Verfahrens werden dann in einem Durchlaufofen folgende Wärmebehandlungsschritte
durchlaufen :
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird zuerst in einer Heizzone mit einer Aufheizrate von 1 - 8 K/s auf 750 - 870, insbesondere 750 - 850 °C, erwärmt.
Anschließend wird das so erwärmte kaltgewalzte
Stahlflachprodukt durch eine Ofenzone geleitet, in der das kaltgewalzte Stahlflachprodukt über eine Haltezeit von 70 - 260 s bei einer Glühtemperatur von 750 - 870 °C, insbesondere 750 - 850 °C, gehalten wird. Abhängig von der im vorangegangenen Arbeitsschritt erreichten Vorwärmtemperatur kommt es dabei zu einer weiteren
Erwärmung mit einer Aufheizrate von bis zu 5 K/s.
Das so geglühte kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird anschließend einer zweistufigen Kühlung unterzogen, bei der es zunächst mit einer Abkühlrate von 3 - 30 K/s beschleunigt auf eine Zwischentemperatur von 450 - 570 °C abgekühlt wird. Diese Abkühlung kann als Luft- und/oder Gaskühlung ausgeführt werden. Darauf folgt eine
langsamere Abkühlung, bei der das kaltgewalzte
Stahlflachprodukt mit einer Abkühlrate von 1 - 15 K/s auf 400 - 500 °C abgekühlt wird.
An die jeweilige Abkühlung kann sich eine
Überalterungsbehandlung anschließen, bei der das
kaltgewalzte Stahlflachprodukt über eine Haltezeit von 150 - 760 s auf einer Temperatur von 250 - 500 °C, insbesondere 250 - 330 °C, gehalten wird. Abhängig von der jeweiligen Eintrittstemperatur kommt es dabei zu einer Abkühlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate von bis zu 1,5 K/s.
Auch das in der voranstehend beschriebenen Weise
wärmebehandelte kaltgewalzte Stahlflachprodukt kann abschließend einem Dressierwalzen unterzogen werden, um seine mechanischen Eigenschaften weiter zu verbessern. Die dabei eingestellten Dressiergrade liegen auch hier typischerweise im Bereich von 0,1 - 2,0 %, insbesondere 0,1 - 1,0 %. Das so wärmebehandelte und gegebenenfalls
dressiergewalzte, kaltgewalzte Stahlflachprodukt kann anschließend eine Beschichtungsanlage zum
elektrolytischen Beschichten durchlaufen, in der die jeweilige metallische Schutzschicht, z. B. eine
Zinklegierungsschicht, in an sich bekannter Weise
elektrisch-chemisch ("elektrolytisch") auf dem
kaltgewalzten Stahlflachprodukt abgeschieden wird.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist eine in der voranstehend erläuterten Weise zusammengesetzte
erfindungsgemäße Legierung auf und ist zudem durch ein Gefüge gekennzeichnet, das zu 50 - 90 Vol.-% aus Ferrit einschließlich bainitischem Ferrit, zu 5 - 40 Vol.-% aus Martensit, zu bis zu 15 Vol.-% aus Restaustenit und zu bis zu 10 Vol.-% aus herstellungsbedingt unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht, wobei der
Restaustenitgehalt optimaler Weise im Bereich von 6 - 12 Vol.-% liegt.
Dabei liegen die im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892
(Probenform 2, Längsproben) ermittelten Kennwerte in folgenden Bereichen:
Rp0,2 mindestens 440 MPa, insbesondere bis zu 550 MPa, Rm mindestens 780 MPa, insbesondere bis zu 900 MPa,
Ago mindestens 14 %,
nio-20/Ag mindestens 0,10,
BH2 mindestens 25 MPa, insbesondere mindestens 30 MPa. In der Praxis lassen sich erfindungsgemäße
Stahlflachprodukte durch Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens zuverlässig erzeugen.
In den in den Figuren 1 und 2 wiedergegebenen Diagrammen sind jeweils unterschiedliche Temperaturverläufe
dargestellt, die sich einstellen, wenn das kaltgewalzte Stahlflachprodukt eine in erfindungsgemäßer Weise
vorgenommene Glühung mit unmittelbar anschließender
Schmelztauchbeschichtung durchläuft :
Vorerwärmung auf eine Vorwärmtemperatur TV mittels einer Aufheizrate RV;
Halten bei einer maximalen Glühtemperatur TG über eine Glühdauer tG, wobei das Halten eine Fertigerwärmung auf die Glühtemperatur TG umfasst, wenn die
Vorwärmtemperatur TV niedriger als die Glühtemperatur TG ist (gestrichelte Linie TV = TG; durchgezogene Linie TV < TG) ;
Abkühlen in einer Stufe (Fig. 1) oder zwei Stufen (Fig. 2) mit folgender Maßgabe:
- Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Temperatur TE (Fig. 1) oder TE ' (Fig. 2),
- optionales Halten auf der Temperatur TE über eine Dauer tH, wenn die jeweilige Temperatur TE in den für die Temperatur TB des Schmelzenbads vorgesehenen Temperaturbereich fällt, insbesondere gleich der Temperatur TB ist, (Fig. 1) oder
- von der Temperatur TE ' ausgehendes weiteres Abkühlen auf eine Temperatur TE", wenn die Temperatur TE ' größer als die Obergrenze des für das Schmelzenbad vorgesehenen Temperaturbereichs ist, wobei die im zweiten Kühlschritt erreichte Temperatur TE" in den für die Temperatur TB des Schmelzenbads vorgesehenen Temperaturbereich fällt, insbesondere gleich der Temperatur TB ist, (Fig. 2) ;
Durchleiten des Stahlflachprodukts durch ein
Schmelzenbad innerhalb einer Durchlaufzeit tB;
Abkühlen auf Raumtemperatur RT .
Im Diagramm gemäß Fig. 3 ist dagegen beispielhaft ein Temperaturverlauf angegeben, der sich einstellt, wenn das Stahlflachprodukt eine kontinuierliche Glühung ohne anschließende Schmelztauchbeschichtung durchläuft:
Vorerwärmung auf eine Vorwärmtemperatur TV innerhalb einer Vorwärmdauer tV bei einer Aufheizrate RV;
Halten bei einer maximalen Glühtemperatur TG über eine Glühdauer tG, wobei das Halten eine Fertigerwärmung auf die Glühtemperatur TG umfasst, wenn die
Vorwärmtemperatur TV niedriger als die Glühtemperatur TG ist (gestrichelte Linie TV = TG; durchgezogene Linie TV < TG) ;
Abkühlen in zwei Stufen, wobei in der ersten Stufe mit höherer Abkühlgeschwindigkeit auf eine
Zwischentemperatur TZ' und anschließend mit
geminderter Abkühlgeschwindigkeit auf eine
Zwischentemperatur TZ" abgekühlt wird und sich die Abkühlung insgesamt über eine Abkühldauer von tZ erstreckt ;
Durchführen einer Überalterungsbehandlung, bei der das Stahlflachprodukt ausgehend von der Zwischentemperatur TZ" über eine Behandlungsdauer tU mit einer Abkühlrate RU bis zu einer Überalterungstemperatur TU abkühlt;
Abkühlen auf Raumtemperatur RT .
Zur Überprüfung der durch die Erfindung erzielten Effekte sind neun Stahlschmelzen A - I erschmolzen worden, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind. Bei den Stählen A - H handelt es sich um erfindungsgemäße Stähle, während der Stahl I außerhalb der Erfindung liegt.
Die Stahlschmelzen A-I sind zu Brammen vergossen und nach einer Abkühlung in einem Ofen auf die jeweilige
Warmwalzanfangstemperatur WAT erwärmt worden.
Im Zuge des Warmwalzens sind die mit der
Warmwalzanfangstemperatur WAT in die Warmwalzstaffel einlaufenden Brammen bei einer Endtemperatur WET zu warmgewalzten Stahlbändern mit einer Dicke BD
warmgewalzt worden. Nach dem Warmwalzen sind die
warmgewalzten Stahlbänder auf eine Haspeltemperatur HT abgekühlt worden, bei der sie anschließend zu einem Coil gewickelt worden sind und auf Raumtemperatur abgekühlt werden .
Die so erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder sind mit einem jeweiligen Gesamtverformungsgrad KWG zu
kaltgewalztem Stahlband mit einer Dicke KBD kaltgewalzt worden .
Die bei der Herstellung der warm- und kaltgewalzten
Stahlbänder berücksichtigten Betriebsparameter
"Warmwalzanfangstemperatur WAT", "Warmwalzendtemperatur WET", "Dicke des warmgewalzten Stahlbands WBD",
"Haspeltemperatur HT", "Gesamtverformungsgrad KWG" und "Dicke des kaltgewalzten Stahlbands KBD" sind in den Tabellen 2 und 3 angegeben.
Die so erhaltenen kaltgewalzten Stahlbänder sind
unterschiedlichen Glühversuchen unterzogen worden.
Bei der dem in Fig. 1 dargestellten Verlauf folgenden ersten Variante dieser Versuche sind Stahlbänder in einer konventionellen Schmelztauchbeschichtungsanlage zunächst in einer Vorwärmzone mit einer Aufheizrate RV auf eine Vorwärmtemperatur TV erwärmt worden.
Im unmittelbaren Änschluss an die Vorerwärmung sind die Stahlbänder in einer Haltezone zunächst mit einer Aufheizrate RF auf eine maximale Glühtemperatur TG fertigerwärmt worden, auf der sie anschließend gehalten worden sind. Für den Durchlauf der gesamten Haltezone, d. h. einschließlich der Fertigerwärmung und des Haltens, wurde eine Glühdauer tG benötigt.
Ebenso unterbrechungsfrei folgend sind die kaltgewalzten Stahlbänder dann in einer Stufe mit einer Abkühlrate RE auf eine Temperatur TE abgekühlt worden. Die aus dem Schmelzenbad austretenden Stahlbänder wiesen eine Zn- Legierungsbeschichtung auf, die sie gegen Korrosion schützt .
Die bei der Herstellung der warm- und kaltgewalzten
Stahlbänder berücksichtigten Betriebsparameter
"Aufheizrate RV", "Vorwärmtemperatur TV", "Aufheizrate RF", "Glühtemperatur TG", "Glühdauer tG", "Abkühlrate rE", "Temperatur TE", "Haltezeit tE", "Abkühlrate RB" und "Badtemperatur TB" sind in Tabelle 4 angegeben.
Bei der dem in Fig. 2 dargestellten Verlauf folgenden zweiten Variante dieser Versuche sind Stahlbänder wiederum in einer konventionellen
Schmelztauchbeschichtungsanlage zunächst in einer
Vorwärmzone mit einer Aufheizrate RV auf eine
Vorwärmtemperatur TV erwärmt worden. Im unmittelbaren Anschluss an die Vorerwärmung sind die Stahlbänder in einer zweiten Zone des jeweiligen Ofens eingelaufen.
Sofern ihre Vorerwärmungstemperatur TV weniger als die vorgeschriebene maximale Glühtemperatur TG betrug, sind die Stahlbänder dabei mit einer Aufheizrate RF auf die geforderte maximale Glühtemperatur TG fertigerwärmt worden. Die auf die jeweilige Glühtemperatur TG erwärmten Stahlbänder sind dann über eine Glühdauer tG bei dieser Temperatur gehalten worden. Im unterbrechungsfreien
Anschluss sind die kaltgewalzten Stahlbänder dann in zwei Stufen abgekühlt worden. In der ersten Stufe der
Abkühlung sind die Stahlbänder mit einer vergleichbar geringen Abkühlrate RE ' auf eine Zwischentemperatur TE ' abgekühlt worden. Mit Erreichen der Zwischentemperatur TE1 sind die jeweiligen Stahlbänder mit erhöhter
Abkühlrate RE schnell auf die jeweilige Temperatur TE abgekühlt worden. Die aus dem Schmelzenbad austretenden Stahlbänder wiesen eine Zn-Legierungsbeschichtung auf, die sie gegen Korrosion schützt.
Die bei der Herstellung der warm- und kaltgewalzten Stahlbänder berücksichtigten Betriebsparameter
"Aufheizrate RV", "Vorwärmtemperatur TV", "Aufheizrate RF" , "Glühtemperatur TG", "Glühdauer tG" , "Abkühlrate RE'", "Zwischentemperatur TE ' " , "Abkühlrate RE",
"Temperatur TE", "Haltezeit tE", "Abkühlrate RB" und "Temperatur TB" sind in Tabelle 5 angegeben.
Bei der dem in Fig. 3 dargestellten Verlauf folgenden dritten Variante der Versuche sind Stahlbänder in einer konventionellen Wärmebehandlungsanlage zunächst in einer Vorwärmzone mit einer Aufheizrate RV auf eine
Vorwärmtemperatur TV erwärmt worden. Im unmittelbaren Anschluss an die Vorerwärmung sind die Stahlbänder in einer zweiten Zone des jeweiligen Ofens eingelaufen.
Sofern ihre Vorerwärmungstemperatur TV weniger als die vorgeschriebene maximale Glühtemperatur TG betrug, sind die Stahlbänder in dieser Haltezone mit einer Aufheizrate RG auf die geforderte maximale Glühtemperatur TG
fertigerwärmt worden. Die auf die jeweilige
Glühtemperatur TG erwärmten Stahlbänder sind anschließend bei dieser Temperatur gehalten worden. Die
Fertigerwärmung und das Halten erfolgten dabei ebenfalls insgesamt in einer Glühdauer tG.
Im unterbrechungsfreien Änschluss sind die kaltgewalzten Stahlbänder daraufhin in zwei Stufen abgekühlt worden. In der ersten Stufe der Abkühlung sind die Stahlbänder mit einer vergleichbar hohen Abkühlrate R ' auf eine
Zwischentemperatur TZ1 durch Einsatz einer Gasj etkühlung abgekühlt worden. Mit Erreichen der Zwischentemperatur TZ' wurde die Gasj etkühlung beendet und es erfolgte eine Rollenkühlung mit einer verminderten Abkühlrate RZ" bis auf eine Zwischentemperatur TZ". An die zweistufige
Abkühlung schloss sich eine Überalterungsbehandlung an, über die das jeweilige Stahlband ausgehend von der
Zwischentemperatur TZ" mit einer Abkühlrate RU auf die Überalterungstemperatur TU abgekühlt worden ist.
Die bei der Herstellung der warm- und kaltgewalzten
Stahlbänder berücksichtigten Betriebsparameter
"Aufheizrate RV", "Vorwärmtemperatur TV", "Aufheizrate RG", "Glühtemperatur TG", "Glühdauer tG", "Abkühlrate RZ'", "Zwischentemperatur TZ'", "Abkühlrate RZ"",
"Zwischentemperatur TZ"", "Abkühlrate RU" und
"Überalterungstemperatur TU" sind in Tabelle 6 angegeben. Jedes der durch die voranstehend beschriebenen Versuche erhaltenen kaltgewalzten Stahlbleche ist jeweils
abschließend mit einem Dressierwalzgrad DG dressiergewalzt worden. Dies gilt sowohl für die in den ersten beiden Versuchsreihen schmelztauchbeschichteten Stahlbänder als auch für die Stahlbänder, die die dritte Versuchsreihe durchlaufen haben.
An den in der voranstehend beschriebenen Weise erzeugten kaltgewalzten Stahlbändern sind die Dehngrenze Rp0,2, die Zugfestigkeit Rm, die Dehnung A80, der n-Wert (10-20/Ag) und die Zusammensetzung des Gefüges bestimmt worden, wobei diese Eigenschaften jeweils an Proben längs zur Walzrichtung bestimmt worden sind.
Zusätzlich ist das Verhalten im V-bend nach DIN EN ISO 7438 ermittelt worden. Das Verhältnis des minimalen
Biegeradius, also des Radius, bei dem kein sichtbarer Riss auftritt, zur Blechdicke soll hier höchstens 1,5 betragen und überschreitet idealer Weise 1,0 nicht.
Ebenso ist im Biegeversuch nach DIN EN ISO 7438
(Probenabmessung Blechdicke* 20mm*120mm) der minimale Biegedomdurchmesser bestimmt worden, bei dem keine sichtbare Schädigung auftritt. Er sollte 2*Blechdicke, idealer Weise 1, 5*Blechdicke, betragen. In Bezug auf die vorliegende Erfindung bedeutet dies, dass der maximale Biegedomdurchmesser 4,8 mm nicht überschreiten soll.
Schließlich ist an gestanzten Proben von den in der voranstehend beschriebenen Weise erzeugten kaltgewalzten Stahlbändern die Lochaufweitung nach ISO 16630 mit einem Lochdurchmesser von 10 mm mit einer Ziehgeschwindigkeit von 0,8 mm/s bestimmt worden. Sie beträgt mindestens 14 %, idealer Weise mindestens 16 %.
In Tabelle 7 sind für die insgesamt 58 in der
voranstehend beschriebenen Weise durchgeführten Versuche angegeben, welcher der jeweils in Tabelle 1 angegebenen Stähle verarbeitet worden ist, welche der in Tabelle 2 angegebenen Warmwalzvarianten angewendet worden ist, welche der in Tabelle 3 angegebenen Kaltwalzvarianten zum Einsatz gekommen ist und welche der in den Tabellen 4, 5 und 6 jeweils angegebenen Glühverfahrensvarianten von dem jeweiligen kaltgewalzten Stahlband durchlaufen worden ist. Des Weiteren sind in Tabelle 7 der jeweilige
Dressiergrad DG, die mechanischen Eigenschaften und die Zusammensetzung des Gefüges sowie die nach DIN EN ISO 7438 ( "V-bend" , "U-bend") und DIN ISO 16630
( "Lochaufweitung" ) ermittelten Eigenschaften angegeben.
(alle Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen)
Tabelle 1
Warmwalzen
Tabelle 2 Tabelle 3
Tabelle 4
Tabelle 5
Tabelle 7 (Teil 1)
Tabelle 7 (Teil 2)

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Stahl mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%)
C: 0, 12 - 0,18 %;
Si: 0, 05 - 0,2 %;
Mn: 1,9 *— 2^2 " }
AI: 0,2 - 0,5 %;
Cr: 0, 05 - 0,2 %;
Nb: 0, 01 - 0,06 %;
Rest Fe und herstellungsbedingt unvermeidbare
Verunreinigungen, zu denen Gehalte an Phosphor,
Schwefel, Stickstoff, Molybdän, Bor, Titan, Nickel und Kupfer mit der Maßgabe gehören, dass für ihre Gehalte jeweils gilt:
P: < 0,02 %,
S: < 0, 003 %,
N: < 0, 008 %,
Mo: < 0,1 %,
B: < 0,0007 %,
Ti: ^ 0,01 %,
Ni: < 0,1 %,
Cu: < 0,1 % .
2. Stahl nach Anspruch 1, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Mo-Gehalt höchstens 0,05 Gew.-% beträgt.
3. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Summe der Gehalte an C, Si, Mn, AI, Cr und Nb 2,5 - 3,5 Ge .-% beträgt.
4. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s es eine
Zusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 - 3 und ein Gefüge aufweist, das zu 50 - 90 Vol.-% aus Ferrit einschließlich bainitischem Ferrit, zu 5 - 40 Vol.-% aus Martensit, zu bis zu 15 Vol.-% aus Restaustenit und bis zu 10 Vol.-% aus herstellungsbedingt
unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht.
5. Stahlflachprodukt nach Anspruch 6, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Gehalt an Restaustenit 6 - 12 Vol.-% beträgt.
6. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 4 oder 5, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s seine Dehngrenze Rpo,2 mindestens 440 MPa, seine
Zugfestigkeit Rm mindestens 780 MPa, seine
Bruchdehnung A80 mindestens 14 %, sein ηιο-20/Ag mindestens 0,1 und sein BH2-Wert mindestens 25 MPa beträgt .
7. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der
Ansprüche 4 bis 6 beschaffenen kaltgewalzen
Stahlflachprodukts umfassend folgende
Arbeitsschritte : a) Vergießen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3 zusammengesetzten Stahls zu einem Vorprodukt; b) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von 2 bis 5,5 mm, wobei die Warmwalzanfangstemperatur 1000 - 1300 °C und die Warmwalzendtemperatur 840 - 950 °C beträgt; c) Haspeln des Warmbands zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von 480 - 610 °C; d) Kaltwalzen des Warmbands zu einem 0,6 - 2,4 mm dicken kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad
40 - 80 % beträgt; e) im kontinuierlichen Durchlauf erfolgendes Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts, wobei e.l) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zunächst in einer Vorwärmstufe mit einer Aufheizrate von 0,2 - 45 °C/s auf eine Vorwärmtemperatur von bis zu 870 °C erwärmt wird, e.2) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt anschließend in einer Haltestufe über eine Glühdauer von 8 - 260 s bei einer Glühtemperatur von 750 - 870 °C gehalten wird, wobei optional das vorerwärmte Stahlflachprodukt innerhalb der Haltestufe auf die jeweilige Glühtemperatur fertigerwärmt wird, e.3) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach Ende der Glühdauer mit einer Abkühlrate von 0,5 - 110 K/s abgekühlt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 7, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das
Vorprodukt vor dem Arbeitsschritt b) über eine
Aufheizdauer von bis zu 500 Minuten auf die jeweilige Warmwalzanfangstemperatur erwärmt wird.
9. Verfahren nach Anspruch 7, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das
Vorprodukt nach dem Arbeitsschritt a) auf die jeweilige Warmwalzanfangstemperatur abgekühlt und unmittelbar anschließend dem Warmwalzen zugeführt wird .
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das kaltgewalzte Stahlflachprodukt eine
Schmelztauchbeschichtung durchläuft, die sich im kontinuierlichen Durchlauf an den Arbeitsschritt e.3) anschließt, und d a s s die Temperatur, auf die das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e.3) abgekühlt wird, 455 - 550 °C beträgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 9,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e.3) auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
12. Verfahren nach Anspruch 11, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das
kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e.3) in mindestens zwei Abkühlschritten abgekühlt wird.
13. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das
kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e.3) auf 250 - 500 °C abgekühlt und in diesem
Temperaturbereich für bis zu 760 s gehalten wird, um eine Überalterungsbehandlung durchzuführen, und d a s s das kaltgewalzte Stahlflachprodukt
anschließend fertig abgekühlt wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 13,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach der Abkühlung auf Raumtemperatur elektrolytisch mit einer metallischen Schut zbeschichtung belegt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 13, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s das kaltgewalzte Stahlflachprodukt abschließend mit einem Dressiergrad von 0,1 - 2,0 % dressiergewalzt wird.
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Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AT516464B1 (de) * 2014-11-03 2018-02-15 Berndorf Band Gmbh Metallische Bänder und deren Herstellungsverfahren
AT516453B1 (de) * 2014-11-03 2018-02-15 Berndorf Band Gmbh Metallische Bänder und deren Herstellungsverfahren
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
CN104831177B (zh) * 2015-05-11 2017-11-17 首钢总公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法
US10704117B2 (en) 2015-07-29 2020-07-07 Jfe Steel Corporation Cold-rolled steel sheet, coated steel sheet, method for manufacturing cold-rolled steel sheet, and method for manufacturing coated steel sheet
DE102015116517A1 (de) 2015-09-29 2017-03-30 Thyssenkrupp Ag Vorrichtung und Verfahren zur kontinuierlichen Herstellung eines bandförmigen, metallischen Werkstücks
WO2017125773A1 (en) 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2017203310A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure
WO2017203315A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
KR101822292B1 (ko) 2016-08-17 2018-01-26 현대자동차주식회사 고강도 특수강
KR101822295B1 (ko) 2016-09-09 2018-01-26 현대자동차주식회사 고강도 특수강
WO2018096387A1 (en) * 2016-11-24 2018-05-31 Arcelormittal Hot-rolled and coated steel sheet for hot-stamping, hot-stamped coated steel part and methods for manufacturing the same
CN106947919B (zh) * 2017-03-21 2020-01-14 马钢(集团)控股有限公司 一种高韧性热成形钢及其生产方法
DE102017130237A1 (de) * 2017-12-15 2019-06-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
WO2019113681A1 (en) 2017-12-15 2019-06-20 Husky Injection Molding Systems Ltd. Closure cap for a container
WO2019122963A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN108754307B (zh) * 2018-05-24 2020-06-09 山东钢铁集团日照有限公司 一种生产不同屈服强度级别的经济型冷轧dp780钢的方法
WO2020239905A1 (de) * 2019-05-29 2020-12-03 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Bauteil, hergestellt durch umformen einer stahlblechplatine und verfahren zu seiner herstellung
WO2020245626A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2021213647A1 (de) * 2020-04-22 2021-10-28 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
DE102021121997A1 (de) 2021-08-25 2023-03-02 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
EP4261309A1 (de) 2022-04-13 2023-10-18 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlflachprodukts
CN117305716B (zh) * 2023-11-10 2024-03-15 常熟市龙腾特种钢有限公司 一种抗震耐蚀球扁钢的制备方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101264681B (zh) * 2001-06-06 2013-03-27 新日本制铁株式会社 热浸镀锌薄钢板和热浸镀锌层扩散处理薄钢板及制造方法
EP1288322A1 (de) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. Ultrahochfester Stahl, Produkt aus diesem Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung
JP4380348B2 (ja) * 2004-02-09 2009-12-09 Ｊｆｅスチール株式会社 表面品質に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP4575799B2 (ja) * 2005-02-02 2010-11-04 新日本製鐵株式会社 成形性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法
JP4736617B2 (ja) * 2005-08-16 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 剛性の高い高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4665692B2 (ja) * 2005-09-29 2011-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5114860B2 (ja) * 2006-03-30 2013-01-09 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP5088023B2 (ja) * 2006-09-29 2012-12-05 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
DE502006003835D1 (de) * 2006-10-30 2009-07-09 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen von Stahl-Flachprodukten aus einem mit Bor mikrolegierten Mehrphasenstahl
JP5352963B2 (ja) * 2007-03-28 2013-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP5151246B2 (ja) * 2007-05-24 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
PL2028282T3 (pl) * 2007-08-15 2012-11-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stal dwufazowa, płaski wyrób wytworzony ze stali dwufazowej i sposób wytwarzania płaskiego wyrobu
CN101229565A (zh) * 2008-02-26 2008-07-30 重庆钢铁(集团)有限责任公司 高强度球扁钢的生产工艺
JP4903915B2 (ja) * 2010-01-26 2012-03-28 新日本製鐵株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO2013182621A1 *

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EP2855718A1 (de) 2015-04-08
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