EP2864517B1 - Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa - Google Patents

Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa Download PDF

Info

Publication number
EP2864517B1
EP2864517B1 EP13732078.4A EP13732078A EP2864517B1 EP 2864517 B1 EP2864517 B1 EP 2864517B1 EP 13732078 A EP13732078 A EP 13732078A EP 2864517 B1 EP2864517 B1 EP 2864517B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
approx
steel
strip
hot
content
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.)
Active
Application number
EP13732078.4A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP2864517A1 (de
Inventor
Thomas Schulz
Marion BECHTOLD
Norbert KWIATON
Alexander GEORGIEW
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Salzgitter Flachstahl GmbH filed Critical Salzgitter Flachstahl GmbH
Publication of EP2864517A1 publication Critical patent/EP2864517A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP2864517B1 publication Critical patent/EP2864517B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • 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
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • 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
    • C21D6/005—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
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the invention relates to a high-strength multi-phase steel according to the preamble of claim 1.
  • the invention relates to a method for producing a hot and / or cold rolled strip from such a steel according to claim 6.
  • the invention relates to steels with a tensile strength in the range from at least 580MPa to a maximum of 700MPa with low yield strength ratios of less than 66% for the production of components which have excellent formability and improved welding properties.
  • the hotly contested automotive market is forcing manufacturers to constantly look for solutions to reduce fleet consumption while maintaining the greatest possible comfort and occupant protection.
  • the weight saving of all vehicle components plays a decisive role, on the other hand, the best possible behavior of the individual components with high static and dynamic stress during operation and in the event of a crash.
  • the raw material suppliers try to take this need into account by making it possible to reduce the weight of the vehicles by providing high-strength to ultra-high-strength steels and reducing the sheet thickness, while at the same time improving the forming and component behavior during production and operation.
  • High-strength to ultra-high-strength steels enable lighter vehicle components, which means lower fuel consumption and less environmental pollution due to the reduced CO 2 content.
  • These steels must therefore meet comparatively high requirements with regard to their strength and ductility, energy absorption and processing, such as for example in stamping, hot and cold forming, welding and / or surface treatment, for example a metallic finish, organic coating or painting.
  • Newly developed steels must therefore meet the required weight reduction, the increasing material requirements for yield strength, tensile strength, strengthening behavior and elongation at break with good formability, as well as the component requirements for high toughness, edge crack resistance, energy absorption as well as strengthening and the bake hardening effect, but also improved suitability for joining in the form of e.g. better weldability.
  • Improved edge crack resistance means increased hole expansion capacity during forming and is known by synonyms such as Low Edge Crack (LEC) or known as High Hole Expansion (HHE).
  • LEC Low Edge Crack
  • HHE High Hole Expansion
  • Improved weldability is among other things achieved by a lowered carbon equivalent. This is synonymous with subperitectical (UP) or the already known low carbon equivalent (LCE).
  • UP subperitectical
  • LCE low carbon equivalent
  • the aim of the steel according to the invention is also to reduce the thickness of the steels used in automobile construction (e.g. micro-alloyed LA steels or LAD steels) in order to save weight.
  • the steels used in automobile construction e.g. micro-alloyed LA steels or LAD steels
  • a high-strength steel e.g. Dual phase steel (DP) can be used to ensure sufficient strength of the automotive components.
  • DP Dual phase steel
  • Dual-phase steels are therefore increasingly being used in vehicle construction, which consist of a ferritic basic structure in which a martensitic second phase and possibly another phase with bainite and residual austenite is embedded.
  • the bainite can exist in different forms.
  • Multi-phase steels are increasingly being used, e.g. complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, bainitic steels, martensitic steels, TRIP steels, as well as the dual-phase steels described above, which are characterized by different microstructural compositions are characterized as described in EN 10346 (standard of European steel manufacturers) or VDA239-100 (standard of an automotive steel user) and described below.
  • Complex phase steels are steels that contain small amounts of martensite, residual austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic structure, whereby extreme grain refinement is caused by delayed recrystallization or by excretion of microalloying elements.
  • Ferritic-bainitic steels are steels that contain bainite or solidified bainite in a matrix of ferrite and / or solidified ferrite.
  • the strength of the matrix is brought about by a high dislocation density, grain refinement and the excretion of microalloying elements.
  • Bainitic steels are steels that are characterized by a very high yield strength and tensile strength with sufficient elongation for cold forming processes. Due to the chemical composition, it is easy to weld.
  • the structure typically consists of bainite. Small portions of other phases, such as martensite and ferrite, may occasionally be contained.
  • Martensitic steels are steels that contain small amounts of ferrite and / or bainite in a basic structure made of martensite through thermomechanical rolling. This steel grade is characterized by a very high yield strength and tensile strength with sufficient elongation for cold forming processes. Within the group of multi-phase steels, the martensitic steels have the highest tensile strength values.
  • Dual-phase steels are steels with a ferritic basic structure in which a martensitic second phase is embedded in an island, possibly with bainite as the second phase. With high tensile strength, dual-phase steels show a low yield ratio and strong strain hardening.
  • TRIP steels are steels with a predominantly ferritic structure, in which residual austenite is embedded, which can convert to martensite during the forming process (TRIP effect). Due to its strong strain hardening, the steel achieves high values of uniform elongation and tensile strength.
  • multi-phase steels are used, among other things, in structural, chassis and crash-relevant components, as sheet metal blanks, tailored blanks (welded blanks) and as flexible cold-rolled strips, so-called TRBs.
  • T ailor R olled B lank lightweight technology enables a significant weight reduction through a load-adjusted sheet thickness over the component length and / or steel grade.
  • a special heat treatment takes place for the defined structure adjustment, where e.g. due to comparatively soft components such as ferrite or bainitic ferrite, the steel has its low yield strength and due to its hard components such as martensite or carbon-rich bainite, its strength.
  • the untreated or pickled hot strip in typical thicknesses between 1.50 to 4.00 mm or cold strip in typical thicknesses from 0.50 to 3.00 mm is heated to such a temperature in a continuous annealing furnace that the required temperature increases during cooling Structure formation sets.
  • a steel with complex phase structure, martensitic, ferritic-bainitic and purely bainitic structure is heated to such a temperature in a continuous annealing furnace that the required temperature increases during cooling Structure formation sets.
  • a constant temperature is difficult to achieve, especially with different thicknesses in the transition area from one belt to another belt.
  • this can lead to e.g. the thinner strip is either passed through the furnace too slowly, which reduces productivity, or the thicker strip is passed through the furnace too quickly and the necessary annealing temperatures and cooling gradients are not achieved to achieve the desired structure.
  • the consequences are increased committee.
  • TRB®s with a multi-phase structure is not without additional effort with today's known alloys and available continuous annealing systems for widely varying strip thicknesses, e.g. an additional heat treatment before the Kaitwaizen, possible.
  • strip thicknesses e.g. an additional heat treatment before the Kaitwaizen.
  • a homogeneous multi-phase structure cannot be set in cold as well as hot-rolled steel strips due to a temperature gradient occurring in the usual alloy-specific narrow process windows.
  • a method for producing a steel strip with different thicknesses over the length of the strip is described, for example, in DE 100 37 867 A1 described.
  • the annealing treatment is usually carried out in a continuous annealing furnace upstream of the galvanizing bath.
  • the required strip is only set for the hot strip only during the annealing treatment in the continuous furnace in order to achieve the required mechanical properties.
  • Crucial process parameters are therefore the setting of the annealing temperatures and the speed, as well as the cooling rate (cooling gradient) in continuous annealing, since the phase change takes place depending on the temperature and time.
  • the areas with a smaller strip thickness due to the conversion processes during cooling either have too high strengths due to excessively high martensite contents or the areas with greater strip thickness achieve insufficient strengths due to insufficiently low martensite contents due to the process window being too small.
  • Homogeneous mechanical-technological properties across the strip length or width can practically not be achieved with the known alloy concepts for continuous annealing.
  • the goal of achieving the resulting mechanical-technological properties in a narrow range across bandwidth and strip length by the controlled adjustment of the volume fractions of the structural phases has top priority and is therefore only possible through an enlarged process window.
  • the known alloy concepts for multi-phase steels are characterized by a too narrow process window and are therefore unsuitable for solving the problem at hand, particularly in the case of flexibly rolled strips. With the known alloy concepts, only steels of a strength class with defined cross-sectional areas (strip thickness and bandwidth) can currently be produced, so that different alloy classes are necessary for different strength classes and or cross-sectional areas.
  • the material processing properties are increasingly deteriorating, for example in welding, forming and hot-dip finishing, but also industrial production in all process stages, such as steel production, hot rolling, pickling, cold rolling and heat treatment with / without hot-dip coating, places greater demands on the individual systems.
  • the hole expansion test according to ISO 11630 is used as one of several possible test methods for the description and quantification of cold processing, in particular the edge crack behavior.
  • Silicon plays a subordinate role in the calculation of the carbon equivalent. This is crucial in relation to the invention.
  • the lowering of the carbon equivalent through lower levels of carbon and manganese is to be compensated for by increasing the silicon content. Thus, the edge crack resistance and the weldability are improved with the same strength.
  • a low yield strength ratio (Re / Rm) is typical for a dual-phase steel and is primarily used for the formability during stretching and deep-drawing processes. It gives the designer information about the distance between the onset of plastic deformation and failure of the material under quasi-static stress. Ask accordingly lower yield strength ratios represent a greater safety margin from component failure.
  • a higher yield strength ratio (Re / Rm), as is typical for complex phase steels, is also characterized by the resistance to edge cracks. This can be attributed to the smaller differences in the strength of the individual structural components, which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the area of the cut edge.
  • the analytical landscape for achieving multi-phase steels with a minimum tensile strength of 580MPa is very diverse and shows very large alloy ranges for the strength-increasing elements carbon, silicon, manganese, phosphorus, aluminum as well as chromium and / or molybdenum, as well as in the addition of microalloys such as titanium, Niobium, vanadium and / or boron, as well as in the material characterizing properties.
  • the range of dimensions is wide and lies in the thickness range of about 0.50 to 4.00mm. Tapes up to around 1850mm are predominantly used, but also split tape dimensions, which are caused by lengthwise splitting of the tapes. Sheets or sheets are made by cross-cutting the strips.
  • the invention is therefore based on the object of creating a new alloy concept for high-strength multi-phase steel with a minimum tensile strength of 580MPa to 700MPa along and across the rolling direction, preferably with a dual-phase structure and a yield ratio of less than 66%, with which the process window for the Continuous annealing of hot or cold strips can be expanded so that in addition to strips with different cross-sections, steel strips with thicknesses that vary over strip length and possibly strip width and the correspondingly varying degrees of cold rolling can be produced with the most homogeneous mechanical and technological properties.
  • the hot-dip galvanizability of the steel is to be ensured and a method for producing a strip produced from this steel is to be specified.
  • this object is achieved by a steel with the following contents in% by weight: C 0.075 to ⁇ 0.105 Si 0.600 to ⁇ 0.800 Mn 1,000 to ⁇ 2,250 Cr 0.280 to ⁇ 0.480 al 0.010 to ⁇ 0.06O P ⁇ 0,020 N ⁇ 0,0100 S ⁇ 0,0150
  • a steel with partially overlapping grades is made of DE 10161465 known.
  • the steel according to the invention is very well suited for hot-dip coating and has a significantly enlarged process window compared to the known steels. This results in increased process reliability when continuous annealing cold and hot strip with dual or multi-phase structure. Therefore, for continuously annealed hot or cold strips, more homogeneous mechanical and technological properties can be set in the strip, even with different cross sections and otherwise the same process parameters.
  • processing in selected thickness ranges is possible (e.g. smaller 1mm tape thickness, 1 to 2mm tape thickness and 2 to 4mm tape thickness).
  • the material produced can be produced both as cold and hot strip via a hot-dip galvanizing line or a pure continuous annealing system in the trained and undressed, in the stretch-bending and non-stretch-bending direction and also in the heat-treated state (intermediate annealing).
  • steel strips can be produced by an intercritical annealing between A c1 and A c3 or in the case of an austenitizing annealing over A c3 with a final controlled cooling, which leads to a dual or multi-phase structure.
  • Annealing temperatures of approximately 700 to 950 ° C. have proven to be advantageous. Depending on the overall process, there are different approaches to realizing the heat treatment.
  • the strip is cooled from the annealing temperature with a cooling rate of approx. 15 to 100 ° C / s to an intermediate temperature of approx. 200 to 250 ° C.
  • the cooling down to room temperature is then carried out at a cooling rate of approx. 2 to 30 ° C / s.
  • Cooling as described above is stopped before entering the molten bath and only continued after leaving the bath until the intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. has been reached.
  • the holding temperature is approx. 420 to 470 ° C. Cooling down to room temperature takes place again at a cooling rate of approx. 2 to 30 ° C / s.
  • the second variant of the temperature control for hot-dip coating includes maintaining the temperature for approx. 1 to 20s at the intermediate temperature of approx. 200 to 250 ° C and then reheating to the temperature required for hot-dip coating of approx. 420 to 470 ° C. After finishing, the strip is cooled again to approx. 200 to 250 ° C. The cooling to room temperature takes place again with a cooling rate of approx. 2 to 30 ° C / s.
  • the carbon equivalent can be reduced, which improves weldability and prevents excessive hardening during welding. In the case of resistance spot welding, the electrode service life can also be significantly increased.
  • the effect of the elements in the alloy according to the invention is described in more detail below.
  • the multiphase steels are typically chemically structured in such a way that alloy elements are combined with and without micro-alloy elements. Accompanying elements are inevitable and their effects are taken into account in the analysis concept if necessary.
  • Hydrogen (H) is the only element that can diffuse through the iron lattice without generating lattice strain. This causes the hydrogen in the iron lattice to be relative is movable and can be taken up relatively easily during processing of the steel. Hydrogen can only be absorbed into the iron lattice in an atomic (ionic) form.
  • Hydrogen has a strong embrittlement effect and diffuses preferentially to energetically favorable places (defects, grain boundaries etc.). Defects act as water stalls and can significantly increase the length of time that hydrogen stays in the material.
  • Recycle to molecular hydrogen can result in cold cracks. This behavior occurs with hydrogen embrittlement or with hydrogen-induced stress corrosion cracking. Hydrogen is also often mentioned as the reason for the delayed crack, the so-called delayed fracture, which occurs without external stresses.
  • a more even structure which among other things in the steel according to the invention. achieved through its widened process window, reduces the susceptibility to hydrogen embrittlement.
  • the hydrogen content in the steel should be as low as possible.
  • Oxygen (O) In the molten state, the steel has a relatively high absorption capacity for gases, but at room temperature oxygen is only soluble in very small amounts. Analogous to hydrogen, oxygen can only diffuse into the material in an atomic form. Due to the strong embrittlement effect and the negative effects on the aging resistance, attempts are made to reduce the oxygen content as much as possible during manufacture.
  • the oxygen content in the steel should therefore be as low as possible.
  • Nitrogen (N) is also an accompanying element from steel production. Steels with free nitrogen tend to have a strong aging effect. The nitrogen diffuses at dislocations even at low temperatures and blocks them. It causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness.
  • the nitrogen can be set in the form of nitrides by alloying with aluminum or titanium.
  • the nitrogen content is limited to ⁇ 0.0100%, advantageously to ⁇ 0.0090% or optimally to ⁇ 0.0080% or to quantities unavoidable in the steel production.
  • sulfur is bound as a trace element in iron ore. It is undesirable in steel (with the exception of free-cutting steels) because it tends to segregate strongly and is highly embrittling. An attempt is therefore made to achieve the smallest possible amount of sulfur in the melt (for example by means of a vacuum treatment). Furthermore, the sulfur present is converted into the relatively harmless compound manganese sulfide (MnS) by adding manganese.
  • MnS manganese sulfide
  • the manganese sulfides are often rolled out in rows during the rolling process and act as germination points for the conversion. This leads especially to diffusion-controlled conversion to a line structure and can lead to deteriorated mechanical properties if the line structure is very pronounced (e.g. pronounced marten seat lines instead of distributed martensite islands, anisotropic material behavior, reduced elongation at break).
  • the sulfur content is limited to ⁇ 0.0150%, advantageously to ⁇ 0.0050% or optimally to ⁇ 0.0030% or to quantities unavoidable in the steel production.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitute atom . Phosphorus increases hardness through solid-solution hardening and improves hardenability.
  • the phosphorus content is limited to ⁇ 0.020% or to quantities unavoidable in the steel production.
  • Alloy elements are usually added to the steel in order to influence certain properties.
  • An alloy element in different steels can influence different properties. The effect generally depends strongly on the amount and the state of the solution in the material.
  • Carbon (C) is the most important alloying element in steel. Through its targeted introduction of up to 2.06%, iron only becomes steel. The carbon content is often drastically reduced during steel production. In the case of dual-phase steels for continuous hot-dip coating, its share is a maximum of 0.230%, a minimum value is not specified.
  • carbon is dissolved interstitially in the iron lattice.
  • the solubility is a maximum of 0.02% in ⁇ -iron and a maximum of 2.06% in ⁇ -iron.
  • carbon significantly increases the hardenability of steel and is therefore essential for the formation of a sufficient amount of martensite. Too high a carbon content, however, increases the difference in hardness between ferrite and martensite and limits weldability.
  • the steel according to the invention is underperitectic.
  • Carbon also forms carbides.
  • a representative in almost every steel is cementite (Fe 3 C).
  • much harder special carbides can form with other metals such as chromium, titanium, niobium, vanadium.
  • the minimum C content is set at 0.075% and the maximum C content at 0.105%.
  • Silicon (Si) binds oxygen during casting and thus reduces segregation and contamination in the steel.
  • the segregation coefficient is significantly lower than, for example, with manganese (0.16 compared to 0.87).
  • Another important effect is that silicon postpones the formation of ferrite at shorter times and temperatures, thus allowing sufficient ferrite to form before quenching. In hot rolling, this creates a basis for improved cold rolling.
  • the accelerated ferrite formation enriches the austenite with carbon and thus stabilizes it. Because silicon hinders carbide formation, the austenite is additionally stabilized. The accelerated cooling can thus suppress the formation of bainite in favor of martensite.
  • silicon also increases the strength and the yield strength ratio of the ferrite with solid crystal strengthening with only a slightly lower elongation at break.
  • silicon reduces the difference in hardness between the structural components of ferrite and martensite, since it increases the solubility for carbon in ferrite.
  • the furnace atmosphere can be reducing for iron, but oxidizing for the alloying elements.
  • the oxides of the alloy elements remain in the RTF at the former iron / iron oxide boundary layer, i.e. well below the surface of the steel strip (internal oxidation).
  • the dew point in the area between the furnace and zinc pot transition zone should be selected (preferably below -30 ° C) so that the strip is not oxidized before it is immersed in the zinc bath. Dew points of -35 or -40 ° C have proven to be advantageous.
  • the internal oxidation can be promoted by slightly increasing the oxygen content in the furnace atmosphere. This is accomplished by regulating the dew point (preferably> -30 ° C, advantageously -25 or -20 ° C). Due to the higher oxygen partial pressure, the oxygen can diffuse into the steel strip and oxidize the alloying elements. If, on the other hand, there is only a little oxygen in the atmosphere, the less noble alloy elements diffuse to the strip surface and form non-wettable oxides there. Here, too, it is important to avoid oxidation of the iron in the RTF and in the area of the proboscis.
  • the minimum Si content is set at 0.600% and the maximum silicon content at 0.800%.
  • Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulfurization in order to convert the harmful sulfur into manganese sulfides.
  • manganese increases the strength of the ferrite through solidification of the crystal and shifts the ⁇ - / ⁇ -conversion to lower temperatures.
  • a main reason for alloying manganese in dual-phase steels is the significant improvement in hardenability. Due to the diffusion hindrance, the pearlite and bainite transformation is postponed for longer periods and the martensite start temperature is lowered.
  • the addition of manganese increases the hardness ratio between martensite and ferrite.
  • the structure of the structure is strengthened. A high difference in hardness between the phases and the formation of marten seat ropes result in a lower hole expansion capacity, which has an adverse effect on the edge crack resistance.
  • manganese tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment.
  • manganese oxides eg MnO
  • Mn mixed oxides eg Mn 2 SiO 4
  • Si / Mn or Al / Mn ratio manganese is to be regarded as less critical, since globular oxides form rather than oxide films. Nevertheless, high manganese levels can have a negative impact on the appearance of the zinc layer and the zinc adhesion.
  • the manganese content is set at 1,000 to 2,250% for the reasons mentioned.
  • the manganese content is preferably ⁇ 1.50%, with strip thicknesses from 1 to 2mm at ⁇ 1.75% and with strip thicknesses> 2mm at ⁇ 1.50%.
  • Chromium (Cr) on the one hand, can significantly increase the hardenability of steel in small quantities in dissolved form.
  • Cr Cr
  • chromium carbides causes particle solidification.
  • the associated increase in Number of germ sites with a simultaneously reduced carbon content leads to a reduction in hardenability.
  • chromium In dual-phase steels, the addition of chromium mainly improves hardenability. When dissolved, chromium shifts the pearlite and bainite transformation for longer times and at the same time lowers the martensite start temperature.
  • Chromium is also a carbide former. If chromium-iron mixed carbides are present, the austenitizing temperature before hardening must be selected high enough to dissolve the chromium carbides. Otherwise, the increased number of bacteria can lead to a deterioration in the hardenability.
  • Chromium also tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment, which can degrade the galvanizing quality.
  • the chromium content is therefore set at values from 0.280 to 0.480%.
  • the total content of Mn + Si + Cr must also be observed according to the sheet thickness, according to the invention.
  • a total content of ⁇ 1.88 to ⁇ 2.60% has been found to be favorable for sheet thicknesses of ⁇ 1mm, a total content of ⁇ 2.20 to ⁇ 3.00% for sheet thicknesses of 1 to 2mm and a total content of for sheet thicknesses ⁇ 2mm ⁇ 2.50 to ⁇ 3.53%.
  • Aluminum (Al) is usually alloyed to the steel in order to bind the oxygen and nitrogen dissolved in the iron. The oxygen and nitrogen are thus converted into aluminum oxides and aluminum nitrides. These excretions can cause grain refinement by increasing the number of germs and thus increase the toughness properties and strength values.
  • Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and are formed at higher temperatures.
  • the aluminum content is therefore limited to 0.010 to a maximum of 0.060% and is added to calm the steel.
  • Niobium (Nb) For cost reasons, niobium is not added and the content is limited to the unavoidable amounts accompanying steel.
  • the annealing temperatures for the dual-phase structure to be achieved for the steel according to the invention are between approximately 700 and 950 ° C., so that depending on the temperature range, a partially austenitic (two-phase area) or a fully austenitic structure (austenite area) is achieved.
  • the hot-dip coated material can be used as hot strip as well as cold-rolled hot strip or cold strip in trained (cold-rolled) or undressed condition and / or stretch-bend or not stretch-bend condition are manufactured.
  • Steel strips in the present case as hot strip, cold-rolled hot strip or cold strip made from the alloy composition according to the invention are also distinguished in the further processing by a high resistance to crack formation close to the edge.
  • the hot strip is produced according to the invention with finish rolling temperatures in the austenitic region above A r3 and coiling temperatures above the bainite start temperature.
  • the hot strip is produced according to the invention with finish rolling temperatures in the austenitic region above A r3 and coiling temperatures below the bainite start temperature.
  • Example 1 (cold-rolled hot strip according to FIG. 7c )
  • a steel according to the invention with 0.101% C; 0.605% Si; 1.374% Mn; 0.327% Cr; 0.039% Al; 0.012% P; 0.0035% Nb; 0.003% Mo; 0.0063% N; 0.0009% S was melted in a converter steel mill, hot-rolled in a hot strip mill at a final rolling temperature of 911 ° C and wound at a reel temperature of 484 ° C with a thickness of 2.37mm. After pickling with hydrochloric acid, the cold rolling was carried out on a five-stand tandem mill with a cold rolling degree of 16% from 2.37 mm to 1.99 mm.
  • the steel according to the invention has a structure which consists of ferrite, martensite, bainite and residual austenite.
  • This steel shows the following characteristic values (specifications in brackets, cross values according to EN 10346 and longitudinal values according to VDA239-100): - yield strength (Rp0.2) transversely 419MPa (340MPa-420MPa) longitudinal direction 408MPa (330MPa-430MPa) - tensile strength (Rm) transversely 646MPa (min.600MPa) longitudinal direction 636MPa (590MPa-700MPa) - elongation at break (A80) transversely 23.6% (min. 20%) longitudinal direction 27.0% (min.
  • the yield point ratio Rp0.2 / Rm is 64% in the transverse direction with respect to the rolling direction and 65% in the longitudinal direction.
  • Example 2 (cold strip according to FIG. 7b )
  • a steel according to the invention with 0.101% C; 0.605% Si; 1.374% Mn; 0.327% Cr; 0.039% Al; 0.012% P; 0.0035% Nb; 0.003% Mo; 0.0063% N; 0.0009% S was melted in a converter steel mill, hot-rolled in a hot strip mill at a final rolling temperature of 902 ° C and wound at a reel temperature of 676 ° C with a thickness of 2.02mm. After pickling with hydrochloric acid, the cold rolling was carried out on a five-stand tandem mill with a degree of cold rolling of 50% from 2.02 mm to 0.99 mm.
  • the steel according to the invention has a structure which consists of ferrite, martensite, bainite and residual austenite.
  • the yield point ratio Re / Rm is 58% in both the longitudinal and transverse directions (based on the rolling direction).
  • Example 3 (hot strip according to FIG. 7b )
  • a steel according to the invention with 0.101% C; 0.605% Si; 1.374% Mn; 0.327% Cr; 0.039% Al; 0.012% P; 0.0035% Nb; 0.003% Mo; 0.0063% N; 0.0009% S was melted in a converter steel mill, hot-rolled in a hot strip mill at a final rolling temperature of 916 ° C and wound at a reel temperature of 485 ° C with a thickness of 2.02mm.
  • the steel according to the invention has a structure which consists of ferrite, martensite, bainite and residual austenite.
  • the yield strength ratio Re / Rm is 58.4% both in the transverse direction and in the longitudinal direction (based on the rolling direction).
  • Example 4 hot strip and cold-rolled hot strip according to FIG. 7c .
  • the steel according to the invention from example 2 (reel temperature 676 ° C.) and from example 3 (reel temperature 485 ° C.) was further processed after pickling under conditions close to the company.
  • the cold rolling was carried out in a test cold rolling mill.
  • the degrees of cold rolling tested were 0% and 10%.
  • the hot-dip galvanizing cycle was carried out using a glow simulator Figure 7c readjusted.
  • Figure 1 shows schematically the process chain for the production of the steel according to the invention.
  • the different process routes relating to the invention are shown.
  • the process route is the same for all steels according to the invention up to position 5 (pickling), after which process routes differ depending on the desired results.
  • the pickled hot strip can be galvanized or cold rolled and galvanized with different degrees of rolling.
  • soft-annealed hot strip or soft-annealed cold strip can be cold-rolled and galvanized.
  • Figure 2 shows results of a hole expansion test (relative values for comparison quality). The results of the hole expansion tests for a steel according to the invention are shown compared to the comparison quality, the standard quality process 2 serves as a reference.
  • Process 2 corresponds to annealing, for example on hot-dip galvanizing with a combined direct-fired furnace and radiant tube furnace, as shown in Figure 7b is described.
  • Figure 3 shows the relevant alloying elements of the steel according to the invention, exemplifies compared to the comparative quality.
  • the main difference in the comparison steel lies in the carbon content, which is in the overperitectic range, but also in the elements silicon and chromium.
  • the standard quality is phosphorus microalloyed.
  • the steel according to the invention is clearly silicon alloyed.
  • Figure 4 shows the mechanical characteristics transverse to the rolling direction of the steel according to the invention for comparison quality. All characteristic values achieved by annealing in a two-phase area correspond to the normative specifications of an HCT600X or HDT580X.
  • Figure 5 shows schematically the time-temperature profile of the process steps hot rolling and continuous annealing of strips from the alloy composition according to the invention. The time and temperature dependent conversion for the hot rolling process as well as for a heat treatment after the cold rolling is shown.
  • Figure 6 shows the positive result of the ball impact test (according to SEP1931) on a hot-dip galvanized material made from the steel according to the invention.
  • the Figures 7 schematically show three variants of the temperature-time profiles according to the invention in the annealing treatment and cooling and in each case different austenitizing conditions.
  • Procedure 1 shows the annealing and cooling of the cold or hot rolled steel strip produced in a continuous annealing plant.
  • First the strip is heated to a temperature in the range of approx. 700 to 950 ° C.
  • the annealed steel strip is then cooled from the annealing temperature with a cooling rate between approx. 15 and 100 ° C / s to an intermediate temperature of approx. 200 to 250 ° C.
  • This schematic representation does not show a second intermediate temperature (approx. 300 to 500 ° C).
  • the steel strip is then cooled in air at a cooling rate of between approx. 2 and 30 ° C / s until room temperature is reached, or cooling is maintained at room temperature until the cooling rate is between approx. 15 and 100 ° C / s.
  • Procedure 2 shows the process according to method 1, however the cooling of the steel strip for the purpose of hot-dip coating is briefly interrupted when passing through the hot-dip tank, in order to then cool with a cooling rate between approx. 15 and 100 ° C / s up to an intermediate temperature of approx. 200 continue up to 250 ° C.
  • the steel strip is then cooled in air at a cooling rate between approx. 2 and 30 ° C / s until room temperature is reached.
  • Procedure 3 ( Figure 7c ) also shows the process according to method 1 for hot-dip coating, but the cooling of the steel strip is interrupted by a short pause (approx. 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range from approx. 200 to 400 ° C and up to the temperature, which is necessary for hot-dip coating (approx. 420 to 470 ° C) reheated.
  • the steel strip is then cooled again to an intermediate temperature of approx. 200 to 250 ° C. With a cooling rate of approx.
  • the final cooling of the steel strip takes place at 2 and 30 ° C / s until the room temperature is reached in air.
  • Figure 8 shows the mechanical characteristics of a steel according to the invention (example! 4), which according to method 3 ( Figure 7c ) was annealed or cold-rolled and annealed.
  • the values are mean values from two longitudinal samples, which were determined in the tensile test.
  • the low yield strength values are due to the fact that the samples are undressed.

Landscapes

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

Description

  • Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1.
  • Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- und/oder kaltgewalzten Bandes aus einem solchen Stahl gemäß Patentanspruch 6.
  • Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 580MPa bis maximal 700MPa mit niedrigen Streckgrenzenverhältnissen von unter 66% zur Herstellung von Bauteilen, die eine hervorragende Umformbarkeit und verbesserte Schweißeigenschaften aufweisen.
  • Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller ständig nach Lösungen zur Senkung des Fiottenverbrauches unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu suchen. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crashfall. Dieser Notwendigkeit versuchen die Vormaterial-Lieferanten dadurch Rechnung zu tragen, dass durch die Bereitstellung hochfester bis höchstfester Stähle und die Verringerung der Blechdicke das Gewicht der Fahrzeuge reduziert werden kann bei gleichzeitig verbessertem Umform- und Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb.
  • Hochfeste bis höchstfeste Stähle ermöglichen leichtere Fahrzeugkomponenten, damit verbunden ist ein geringerer Kraftstoffverbrauch und eine geringere Umweltbelastung durch den reduzierten CO2-Anteil.
  • Diese Stähle müssen daher vergleichsweise hohen Anforderungen hinsichtlich ihrer Festigkeit und Duktilität, Energieaufnahme und bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, Warm- und Kaltumformen, Schweißen und/oder einer Oberflächenbehandlung, z.B. einer metallischen Veredelung, organischen Beschichtung, oder Lackierung, genügen.
  • Neu entwickelte Stähle müssen sich daher der verlangten Gewichtsreduzierung, den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze, Zugfestigkeit, Verfestigungsverhalten und Bruchdehnung bei guter Umformbarkeit stellen wie auch den Bauteilanforderungen nach hoher Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, Energieabsorption sowie Verfestigungsvermögen und dem Bake-Hardening-Effekt aber auch einer verbesserten Fügeeignung in Form von z.B. besserer Schweißbarkeit.
  • Verbesserte Kantenrissunempfindlichkeit bedeutet erhöhtes Lochaufweitungsvermögen bei der Umformung und ist durch Synonyme, wie Low Edge Crack (LEC) beschrieben bzw. als High Hole Expansion (HHE) bekannt.
  • Verbesserte Schweißbarkeit wird u.a. durch ein abgesenktes Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme wie unterperitektisch (UP) bzw. das bereits bekannte Low Carbon Equivalent (LCE).
  • Mit dem erfindungsgemäßen Stahl ist auch das Ziel verbunden, die im Automobilbau verwendeten Stähle (z.B. mikrolegierte LA-Stähle bzw. LAD-Stähle) in ihrer Dicke bauteilspezifisch zu verringern, um damit Gewicht einzusparen.
  • Für eine solche Blechdickenverringerung muss ein hochfester Stahl, z.B. Dualphasenstahl (DP), verwendet werden, um ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeugbauteile sicherzustellen.
  • Im Fahrzeugbau finden daher zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase und möglicherweise eine weitere Phase mit Bainit und Restaustenit eingelagert ist. Der Bainit kann in unterschiedlichen Erscheinungsformen vorliegen.
  • Die spezifischen Materialeigenschaften der Dualphasenstähle, wie z.B. niedriges Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, starke Kaltverfestigung und gute Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt.
  • Mehrphasenstähle finden immer mehr Anwendung, z.B. Complexphasenstähle, ferritisch-bainitische Stähle, bainitische Stähle, martensitische Stähle, TRIP-Stähle, sowie die vorher beschriebenen Dualphasenstähle, die durch unterschiedliche Gefügezusammensetzungen charakterisiert sind, wie in der EN 10346 (Norm der europäischen Stahlhersteller) bzw. VDA239-100 (Norm eines automobilen Stahlanwenders) und hier nachfolgend beschrieben.
  • Complexphasenstähle sind Stähle, die kleine Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen eine extreme Kornfeinung bewirkt wird.
  • Ferritisch-bainitische Stähle sind Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigtem Ferrit enthalten.
  • Die Festigkeit der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen bewirkt.
  • Bainitische Stähle sind Stähle, die sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit. Vereinzelt können geringe Anteile anderer Phasen, wie z B. Martensit und Ferrit, enthalten sein.
  • Martensitische Stähle sind Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Diese Stahlsorte zeichnet sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse aus. Innerhalb der Gruppe der Mehrphasenstähle weisen die martensitischen Stähle die höchsten Zugfestigkeitswerte auf.
  • Dualphasenstähle sind Stähle mit einem ferritischen Grundgefüge, in dem eine martensitische Zweitphase inselförmig eingelagert ist, möglicherweise auch mit Bainit als Zweitphase. Bei hoher Zugfestigkeit zeigen Dualphasenstähle ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und eine starke Kaltverfestigung.
  • TRIP-Stähle sind Stähle mit einem überwiegend ferritischen Grundgefüge, in dem Restaustenit eingelagert ist, der während der Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit.
  • Zum Einsatz kommen diese Mehrphasenstähle u.a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen, als Blechplatinen, Tailored Blanks (geschweißte Platinen) sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder, sogenannte TRB's.
  • Die T ailor R olled B lank Leichtbau-Technologie (TRB®) ermöglicht eine signifikante Gewichtsreduktion durch eine belastungsangepasste Blechdicke über die Bauteillänge und/oder Stahlsorte.
  • In der kontinuierlichen Glühanlage findet eine spezielle Wärmebehandlung zur definierten Gefügeeinstellung statt, wo z.B. durch vergleichsweise weiche Bestandteile, wie Ferrit bzw. bainitischer Ferrit, der Stahl seine geringe Streckgrenze und durch seine harten Bestandteile, wie Martensit bzw. kohlenstoffreichen Bainit, seine Festigkeit erhält.
  • Üblicherweise werden kaltgewalzte hochfeste bis höchstfeste Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt werden die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradienten), entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.
  • Zur Einstellung eines Dualphasengefüges wird das ungebeizte bzw. gebeizte Warmband in typischen Dicken zwischen 1,50 bis 4,00mm oder Kaltband in typischen Dicken von 0,50 bis 3,00mm im Durchlaufglühofen auf eine solche Temperatur aufgeheizt, dass sich während der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung einstellt. Gleiches gilt für die Einstellung eines Stahls mit Complexphasengefüge, martensitischem, ferritisch-bainitischem sowie rein bainitischem Gefüge.
  • Eine Konstanz der Temperatur ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen Band nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufglühung dazu führen, dass z.B. das dünnere Band entweder zu langsam durch den Ofen gefahren wird, wodurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die notwendigen Glühtemperaturen und Kühlgradienten zur Erreichung des gewünschten Gefüges nicht erreicht werden. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss.
  • Aufgeweitete Prozessfenster sind notwendig, damit bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich sind.
  • Besonders gravierend wird das Problem eines sehr engen Prozessfensters bei der Glühbehandlung, wenn belastungsoptimierte Bauteile aus Warmband oder Kaltband hergestellt werden sollen, die über die Bandlänge und Bandbreite (z.B. durch flexibles Walzen) variierende Banddicken aufweisen.
  • Die Herstellung von TRB®s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Banddicken allerdings nicht ohne Mehraufwand, wie z.B. einer zusätzlichen Wärmebehandlung vor dem Kaitwaizen, möglich. In Bereichen unterschiedlicher Banddicke, d.h. bei Vorliegen unterschiedlicher Kaltabwalzgrade kann aufgrund eines bei den gängigen legierungsspezifisch engen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird z.B. in der DE 100 37 867 A1 beschrieben.
  • Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaitbandes schmelztauchverzinkt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Verzinkungsbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen.
  • Auch beim Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
  • Entscheidende Prozessparameter sind somit die Einstellung der Glühtemperaturen und der Geschwindigkeit, wie auch der Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradient) bei der Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der Durchlaufglühung ist, desto größer ist somit das Prozessfenster.
  • Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern unterschiedlicher Dicke mit dem z.B. aus der DE 196 10 675 C1 bekannten Legierungskonzept für einen Mehrphasenstahl besteht das Problem, dass mit der dort getesteten Legierungszusammensetzung zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, es ist aber nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden, um bei Querschnittssprüngen ohne Anpassung der Prozessparameter gleichmäßige mechanische Eigenschaften über die Bandlänge einstellen zu können.
  • Zudem besteht ein weiterer Nachteil darin, dass die sehr hohen Al-Gehalte von 0,4 bis 2,5% die Stahlherstellung über konventionelles Stranggießen durch die Gefahr des Cloggings während der Pfannenbehandlung und der unkontrollierten Reaktion mit dem Gießpulver während der Erstarrung negativ beeinflussen.
  • Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte für die Gruppe der Mehrphasenstähle ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich, über die gesamte Bandlänge und Bandbreite gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erreichen.
  • Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus Mehrphasenstählen bekannter Zusammensetzungen weisen wegen des zu kleinen Prozessfensters die Bereiche mit geringerer Banddicke aufgrund der Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf oder die Bereiche mit größerer Banddicke erreichen zu geringe Festigkeiten durch zu geringe Martensitanteile. Homogene mechanisch-technologische Eigenschaften über die Bandlänge oder -breite sind mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen.
  • Das Ziel, die resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der Volumenanteile der Gefügephasen zu erreichen, hat oberste Priorität und ist deshalb nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte für Mehrphasenstähle sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb zur Lösung der vorliegenden Problematik, insbesondere bei flexibel gewalzten Bändern, ungeeignet. Mit den bekannten Legierungskonzepten sind derzeit nur Stähle einer Festigkeitsklasse mit definierten Querschnittsbereichen (Banddicke und Bandbreite) darstellbar, so dass für unterschiedliche Festigkeitsklassen und oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.
  • Stand der Technik ist, dass eine Zunahme der Festigkeit durch das mengenmäßige Steigern von Kohlenstoff und/oder Silizium und/oder Mangan und eine Zunahme der Festigkeit über die Gefügeeinstellungen und die Mischkristallverfestigung (Mischkristallhärtung) bei angepasster Temperaturführung erreicht wird.
  • Durch die Mengensteigerung der vorgenannten Elemente verschlechtern sich jedoch zunehmend die Materialverarbeitungseigenschaften, beispielsweise beim Schweißen, Umformen und Schmelztauchveredeln, aber auch die industrielle Herstellung in allen Prozessstufen, wie Stahlerzeugung, Warmwalzen, Beizen, Kaltwalzen und Wärmebehandlung mit/ohne Schmelztauchveredelung, stellt größere Anforderungen an die einzelnen Anlagen.
  • Bei der Stahlherstellung zeigt sich allerdings auch ein Trend zur Reduzierung des Kohlenstoffäquivalents, um eine verbesserte Kaltverarbeitung sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
  • Zur Beschreibung und Quantifizierung der Kaltverarbeitung, insbesondere des Kantenrissverhaltens, findet der Lochaufweitungstest nach ISO 11630 als ein von mehreren möglichen Prüfverfahren Anwendung.
  • Aber auch die Schweißeignung, charakterisiert durch das Kohlenstoffäquivalent, rückt weiter in den Fokus.
  • Beispielsweise werden in den nachfolgenden Kohlenstoffäquivalenten (s. Figur 3 )
    • CEV = C + Mn / 6 + Cu + Ni / 15 + Cr + Mo + V / 5
      Figure imgb0001
    • CET = C + Mn + Mo / 10 + Cr + Cu / 20 + Ni / 40
      Figure imgb0002
    • PCM = C + Mn + Cu + Cr / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5 ⁢ B
      Figure imgb0003
    die charakteristischen Standardelemente, wie Kohlenstoff und Mangan, sowie Chrom bzw. Molybdän und Vanadium berücksichtigt.
  • Silizium spielt bei der Berechnung des Kohlenstoffäquivalents eine untergeordnete Rolle. Dies ist in Bezug auf die Erfindung von entscheidender Bedeutung. Die Absenkung des Kohlenstoffäquivalents durch geringere Gehalte an Kohlenstoff und Mangan soll durch die Anhebung des Silizium-Gehalts kompensiert werden. Somit werden bei gleichen Festigkeiten die Kantenrissunempfindlichkeit sowie die Schweißeignung verbessert.
  • Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen. Es gibt dem Konstrukteur Auskunft über den Abstand zwischen einsetzender plastischer Deformation und Versagen des Werkstoffes bei quasistatischer Beanspruchung. Dementsprechend stellen niedrigere Streckgrenzenverhältnisse einen größeren Sicherheitsabstand zum Bauteilversagen dar.
  • Ein höheres Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm), wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch den Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten der einzelnen Gefügebestandteile zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.
  • Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit Mindestzugfestigkeiten von 580MPa ist sehr vielfältig und zeigt sehr große Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Phosphor, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän, wie auch in der Zugabe von Mikrolegierungen, wie Titan, Niob, Vanadium und/oder Bor, sowie in den materialcharakterisierenden Eigenschaften.
  • Das Abmessungsspektrum ist breit und liegt im Dickenbereich von etwa 0,50 bis 4,00mm. Es finden überwiegend Bänder bis etwa 1850mm Anwendung, aber auch Spaltbandabmessungen, die durch Längsteilen der Bänder entstehen. Bleche bzw. Tafeln werden durch Querteilen der Bänder gefertigt.
  • Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues Legierungskonzept für einen hochfesten Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580MPa bis 700MPa längs und quer zur Walzrichtung, vorzugsweise mit einem Dualphasengefüge und einem Streckgrenzenverhältnis von weniger als 66%, zu schaffen, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern so erweitert werden kann, dass neben Bändern mit unterschiedlichen Querschnitten auch Stahlbänder mit über Bandlänge und ggf. Bandbreite variierender Dicke, und den damit entsprechend variierenden Kaltabwalzgraden, mit möglichst homogenen mechanisch-technologischen Eigenschaften erzeugt werden können. Außerdem soll die Feuerverzinkbarkeit des Stahls gewährleistet sein und ein Verfahren zur Herstellung eines aus diesem Stahl hergestellten Bandes angegeben werden.
  • Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe gelöst durch einen Stahl mit folgenden Gehalten in Gewichts-%:
    C 0,075 bis ≤0,105
    Si 0,600 bis ≤0,800
    Mn 1,000 bis ≤2,250
    Cr 0,280 bis ≤0,480
    Al 0,010 bis ≤0,06O
    P ≤0,020
    N ≤0,0100
    S ≤0,0150
  • Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, mit der nachfolgend beschriebenen Banddickenabhängigkeit.
  • Ein Stahl mit sich teilweise überlappenden Gehalten ist aus der DE 10161465 bekannt.
  • Der erfindungsgemäße Stahl ist sehr gut geeignet für eine Schmelztauchveredelung und weist ein deutlich vergrößertes Prozessfenster im Vergleich zu den bekannten Stählen auf. Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kalt- und Warmband mit Dual- bzw. Mehrphasengefüge. Daher können für durchlaufgeglühte Warm- oder Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische Eigenschaften im Band auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern eingestellt werden.
  • Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten wie auch für Bänder mit variierender Banddicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Beispielsweise ist damit eine Prozessierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z.B. kleiner 1mm Banddicke, 1 bis 2mm Banddicke und 2 bis 4mm Banddicke).
  • Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren erzeugte höherfeste Warm- oder Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Banddicken erzeugt, können aus diesem Material vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile umformtechnisch hergestellt werden.
  • Das erzeugte Material kann sowohl als Kalt- wie auch als Warmband über eine Feuerverzinkungslinie oder eine reine Durchlaufglühanlage erzeugt werden im dressierten und undressierten, im streckbiegegerichteten und nicht streckbiegegerichteten und auch im wärmebehandelten Zustand (Zwischenglühen).
  • Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Dual- bzw. Mehrphasengefüge führt.
  • Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt. Abhängig von dem Gesamtprozess gibt es unterschiedliche Ansätze zur Realisierung der Wärmebehandlung.
  • Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das Band ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine vorherige Zwischentemperatur von 300 bis 500°C abgekühlt werden. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt abschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s.
  • Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung wie oben beschrieben wird vor dem Eintritt in das Schmelzbad angehalten und erst nach dem Austritt aus dem Bad bis zum Erreichen der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur ergibt sich dabei eine Haltetemperatur von ca. 420 bis 470°C. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s.
  • Die zweite Variante der Temperaturführung bei der Schmelztauchveredelung beinhaltet das Halten der Temperatur für ca. 1 bis 20s bei der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C und ein anschließendes Wiedererwärmen auf die zur Schmelztauchveredelung benötigte Temperatur von ca. 420 bis 470°C. Das Band wird nach der Veredelung wieder auf ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Die Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s.
  • Bei klassischen Dualphasenstählen sind neben Kohlenstoff auch Mangan, Chrom und Silizium für die Umwandlung von Austenit zu Martensit verantwortlich.
  • Erst die erfindungsgemäße Kombination der in den angegebenen Grenzen zulegierten Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan und Chrom sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften von Mindestzugfestigkeiten von 580MPa und Streckgrenzenverhältnisse von unterhalb 66% bei gleichzeitig deutlich verbreitertem Prozessfenster bei der Duchlaufglühung.
  • Werkstoffcharakteristisch bewirkt die Zugabe von Silizium eine starke Mischkristallverfestigung. Überschlägig bewirkt eine Zugabe von 0,1% Silizium eine Erhöhung der Zugfestigkeit um ca. 10MPa, wobei bis zu 2,2% Silizium die Dehnung nur geringfügig verschlechtert wird. Letzteres liegt unter anderem daran, dass Silizium die Löslichkeit von Kohlenstoff im Ferrit herabsetzt, wodurch der Ferrit weicher wird, was wiederum die Umformbarkeit verbessert. Außerdem verhindert Silizium die Bildung von Karbiden, welche als spröde Phasen die Duktilität mindern. Durch die geringe festigkeitssteigernde Wirkung von Silizium innerhalb der Spanne des erfindungsgemäßen Stahles wird die Grundlage für ein breites Prozessfenster geschaffen.
  • Werkstoffcharakteristisch ist auch, dass durch die Zugabe von Mangan mit ansteigenden Gewichtsprozenten das Ferritgebiet zu längeren Zeiten und tieferen Temperaturen während der Abkühlung verschoben wird. Die Anteile von Ferrit werden dabei durch erhöhte Anteile von Bainit je nach Prozessparameter mehr oder weniger stark reduziert.
  • Bei Versuchen hat sich unerwartet gezeigt, dass insbesondere die Zugabe von Silizium in Gehalten von 0,600 - 0,800% geeignet ist, ein breites Prozessfenster für ein großes Abmessungsspektrum zu ermöglichen und die geforderte Zugfestigkeit von mindestens 580MPa für Warmband und mindestens 590MPa für kaltnachgewalztes Warmband und Kaltband zu erreichen.
  • Durch die Einstellung eines niedrigen Kohlenstoffgehaltes von ≤0,105% kann das Kohlenstoffäquivalent reduziert werden, wodurch die Schweißbarkeit verbessert und zu große Aufhärtungen beim Schweißen vermieden werden. Beim Widerstandspunktschweißen kann darüber hinaus die Elektrodenstandzeit deutlich erhöht werden.
  • Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher beschrieben. Die Mehrphasenstähle sind typischerweise chemisch so aufgebaut, dass Legierungselemente mit und auch ohne Mikrolegierungselemente kombiniert werden. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung wenn notwendig berücksichtigt.
  • Begleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind bzw. herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen.
  • Wasserstoff (H) kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengitter relativ beweglich ist und während der Verarbeitung des Stahls verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden.
  • Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstomallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen.
  • Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed-Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als Grund genannt.
  • Ein gleichmäßigeres Gefüge, was bei dem erfindungsgemäßen Stahl u.a. durch sein aufgeweitetes Prozessfenster erzielt wird, vermindert die Anfälligkeit gegenüber einer Wasserstoffversprödung.
  • Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
  • Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase, bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren.
  • Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum Einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum Anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes über Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen.
  • Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
  • Stickstoff (N) ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Stähle mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist durch Zulegieren von Aluminium oder Titan möglich.
  • Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf ≤0,0100%, vorteilhaft auf ≤0,0090% bzw. optimal auf ≤0,0080% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenetement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z.B. durch eine Vakuumbehandlung). Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt.
  • Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z.B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilte Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung).
  • Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf ≤0,0150%, vorteilhaft auf ≤0,0050% bzw. optimal auf ≤0,0030% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Phosphor (P) ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit.
  • Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Löslichkeit im erstarrenden Medium stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300°C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen.
  • In einigen Stählen wird er allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (<0,1%) als Mikrolegierungselement verwendet. Beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free), Bake-Hardening-Stählen oder auch in einigen Legierungskonzepten für Dualphasenstähle.
  • Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf ≤0,020% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge und dem Lösungszustand im Werkstoff ab.
  • Die Zusammenhänge können demnach durchaus vielseitig und komplex sein. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.
  • Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung bis zu 2,06% wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei Dualphasenstählen für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung beträgt sein Anteil maximal 0,230%, ein Mindestwert ist nicht vorgegeben.
  • Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im α-Eisen maximal 0,02% und im γ-Eisen maximal 2,06%. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich und ist damit unerlässlich für die Bildung einer ausreichenden Menge an Martensit. Zu hohe Kohlenstoffgehalte erhöhen jedoch den Härteunterschied zwischen Ferrit und Martensit und schränken die Schweißbarkeit ein.
  • Um die Anforderungen an eine hohe Lochaufweitung zu erfüllen, ist der erfindungsgemäße Stahl unterperitektisch.
  • Durch die unterschiedliche Löslichkeit des Kohlenstoffs in den Phasen werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des Austenitgebiets zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelöstem Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase.
  • Kohlenstoff bildet zudem Karbide. Ein nahezu in jedem Stahl vorkommender Vertreter ist der Zementit (Fe3C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sonderkarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit und Lochaufweitung sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075% und der maximale C-Gehalt auf 0,105% festgelegt.
  • Silizium (Si) bindet beim Vergießen Sauerstoff und vermindert somit Seigerungen sowie Verunreinigungen im Stahl. Der Seigerungskoeffizient ist deutlich geringer als z.B. bei Mangan (0,16 im Vergleich zu 0,87).
  • Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten und Temperaturen verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der Abschreckung ermöglicht. Beim Warmwalzen wird dadurch eine Grundlage für eine verbesserte Kaltwalzbarkeit geschaffen. Beim Verzinken wird durch die beschleunigte Ferritbildung der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und somit stabilisiert. Da Silizium die Karbidbildung behindert, wird der Austenit zusätzlich stabilisiert. Somit lässt sich bei der beschleunigten Abkühlung die Bildung von Bainit zugunsten von Martensit unterdrücken.
  • Am fertigen Produkt erhöht Silizium zudem durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit und das Streckgrenzenverhältnis des Ferrits bei nur geringfügig absinkender Bruchdehnung. Im Gegensatz zu Kohlenstoff und Mangan verringert Silizium den Härteunterschied zwischen den Gefügebestandteilen Ferrit und Martensit, da es die Löslichkeit für Kohlenstoff im Ferrit erhöht.
  • Außerdem führt es zu einer weniger zeiligen Anordnung der Gefügebestandteile. Ein geringer Härteunterschied sowie ein zeilenfreies Gefüge wirken sich positiv auf die Verarbeitbarkeit, insbesondere auf die Lochaufweitung, aus.
  • Beim Warmwalzen soll es bekanntermaßen bei höher siliziumlegierten Stählen zur Bildung von stark haftendem rotem Zunder und zu erhöhter Gefahr von Zundereinwalzungen kommen, was Einfluss auf das anschließende Beizergebnis und die Beizproduktivität haben kann. Dieser Effekt konnte beim erfindungsgemäßen Stahl mit 0,600% bis 0,800% Silizium nicht festgestellt werden, wenn die Beizung vorteilhaft mit Salzsäure statt mit Schwefelsäure durchgeführt wird.
  • Bezüglich der Verzinkbarkeit siliziumhaltiger Stähle wird u.a. in der DE 196 10 675 C1 ausgeführt, dass Stähle mit bis zu 0,800% Silizium bzw. bis zu 2,000% Silizium nicht feuerverzinkbar seien aufgrund der sehr schlechten Benetzbarkeit der Stahloberfläche mit dem flüssigen Zink.
  • Bekannt ist in der Fachwelt, dass beim kontinuierlichen Verzinken Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundieren kann und alleine oder zusammen mit Mangan und/oder Chrom filmartige Oxide an der Stahloberfläche bildet. Diese Oxide verschlechtern die Verzinkbarkeit durch Beeinträchtigung der Verzinkungsreaktion (Eisenlösung und Hemmschichtausbildung) beim Eintauchen des Stahlbandes in die Zinkschmelze. Dies äußert sich in einer schlechten Zinkhaftung und unverzinkten Bereichen.
  • Entgegen dieses allgemeinen Fachwissens wurde im Rahmen der Versuche unerwartet festgestellt, dass allein durch eine geeignete Ofenfahrweise beim Rekristallisationsglühen und beim Durchlaufen des Zinkbades eine gute Verzinkbarkeit des Stahlbandes und eine gute Zinkhaftung erreicht werden kann.
  • Hierzu ist zunächst sicherzustellen, dass die Bandoberfläche durch eine chemischmechanische bzw. thermisch-hydromechanische Vorreinigung frei von Zunderresten, Walzöl oder anderen Schmutzpartikeln ist. Um zu verhindern, dass Siliziumoxide an die Bandoberfläche gelangen, sind ferner Methoden zu ergreifen, die die innere Oxidation der Legierungselemente unterhalb der Werkstoffoberfläche fördern. Abhängig von der Anlagenkonfiguration kommen hier unterschiedliche Maßnahmen zur Anwendung.
  • Bei einer Anlagenkonfiguration, die einen direkt befeuerten Ofenbereich (NOF = non oxidizing furnace) und einen Strahlrohrofen (RTF = radiant tube furnace) kombiniert, (siehe Verfahren 2 in den Figuren 2 , 4 , 8 ) kommt das Oxidations-Reduktions-Verfahren zum Einsatz. Hierbei wird im NOF durch Erhöhung des Oxidationspotentials (z.B. durch Reduzierung der CO-Werte auf unter 4%) eine dünne Eisenoxidschicht gebildet. Nachfolgend oxidieren die Legierungselemente an der Eisen-/Eisenoxidgrenzfläche. Im anschließenden RTF wird unter Schutzgasatmosphäre (N2/H2) die Eisenoxidschicht reduziert.
  • Da Silizium (wie auch Mangan und Chrom) unedler als Eisen ist, kann die Ofenatmosphäre für Eisen reduzierend, für die Legierungselemente jedoch oxidierend sein. Die Oxide der Legierungselemente verbleiben im RTF an der ehemaligen Grenzschicht Eisen/Eisenoxid, also deutlich unterhalb der Stahlbandoberfläche (innere Oxidation).
  • Somit wird die oberflächliche Ausbreitung von Oxiden verhindert und eine gleichmäßige Benetzbarkeit der Bandoberfläche erzielt. Gleichzeitig ist der Taupunkt im Bereich der Übergangszone Ofen → Zinkpott (Rüssel) so zu wählen (bevorzugt unter -30°C), dass eine Oxidation des Bandes vor Eintauchen in das Zinkbad vermieden wird. Als vorteilhaft haben sich Taupunkte von -35 oder -40°C herausgestellt.
  • Bei einer Anlagenkonfiguration, bei der nur mit einem Strahlrohrofen geglüht wird (siehe Verfahren 3 in den Figuren 2 , 4 , 8 ), kann die innere Oxidation durch eine leichte Erhöhung des Sauerstoffgehalts in der Ofenatmosphäre gefördert werden. Dies wird durch die Regulierung des Taupunkts (bevorzugt >-30°C vorteilhaft -25 bzw. -20°C) bewerkstelligt. Durch den höheren Sauerstoffpartialdruck kann der Sauerstoff vermehrt in das Stahlband diffundieren und die Legierungselemente oxidieren. Ist hingegen nur wenig Sauerstoff in der Atmosphäre vorhanden, diffundieren die unedleren Legierungselemente an die Bandoberfläche und bilden dort unbenetzbare Oxide. Auch hier gilt, die Oxidation des Eisens im RTF und im Bereich des Rüssels zu vermeiden.
  • Wird anstelle des Feuerverzinkens die Verfahrensroute kontinuierliches Glühen mit nachfolgender elektrolytischer Verzinkung gewählt, sind keine besonderen Vorkehrungen notwendig um die Verzinkbarkeit zu gewährleisten. Es ist bekannt, dass die Verzinkung höherlegierter Stähle wesentlich leichter durch elektrolytische Abscheidung als durch kontinuierliche Schmelztauchverfahren realisierbar ist. Beim elektrolytischen Verzinken wird reines Zink direkt an der Bandoberfläche abgeschieden. Hierbei muss lediglich gewährleistet sein, dass keine flächendeckende Oxidschicht auf der Bandoberfläche vorhanden ist, um die Wanderung der Elektronen zu den Zink-Ionen nicht zu behindern. Diese Bedingung wird in der Regel durch eine standardmäßige reduzierende Atmosphäre während der Glühung und eine Vorreinigung vor der Elektrolyse gewährleistet.
  • Um ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung und eine ausreichende Verzinkbarkeit-sicherzustellen, werden der minimale Si-Gehalt auf 0,600% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,800% festgelegt.
  • Mangan (Mn) wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die α-/γ-Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen.
  • Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Dualphasenstählen ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
  • Gleichzeitig wird jedoch durch die Zugabe von Mangan das Härteverhältnis zwischen Martensit und Ferrit erhöht. Außerdem wird die Zeiligkeit des Gefüges verstärkt. Ein hoher Härteunterschied zwischen den Phasen und die Ausbildung von Martensitzeilen bedingen ein niedrigeres Lochaufweitungsvermögen, was sich nachteilig auf die Kantenrissunempfindlichkeit auswirkt.
  • Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Silizium und Aluminium) können Manganoxide (z.B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z.B. Mn2SiO4) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen.
  • Der Mangan-Gehalt wird aus den genannten Gründen auf 1,000 bis 2,250% festgelegt.
  • Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist vorteilhaft eine querschnittsabhängige Differenzierung des Mangangehaltes einzuhalten. Bei einer Banddicke <1mm liegt der Mangan-Gehalt bevorzugt bei ≤1,50%, bei Banddicken von 1 bis 2mm bei ≤1,75% und bei Banddicken >2mm bei ≥1,50%.
  • Chrom (Cr) kann einerseits in gelöster Form schon in geringen Mengen die Härtbarkeit von Stahl erheblich steigern. Andererseits bewirkt Chrom bei entsprechender Temperaturführung in Form von Chromkarbiden eine Teilchenverfestigung. Die damit verbundene Erhöhung der Anzahl von Keimstellen bei gleichzeitig gesenktem Gehalt an Kohlenstoff führt zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit.
  • In Dualphasenstählen wird durch die Zugabe von Chrom hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstarttemperatur.
  • Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Zinkbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt.
  • Chrom ist zudem ein Karbidbildner. Sollten Chrom-Eisen-Mischkarbide vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die Chromkarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen.
  • Chrom neigt ebenfalls dazu während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche zu bilden, wodurch sich die Verzinkungsqualität verschlechtern kann.
  • Der Chrom-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,280 bis 0,480% festgelegt.
  • Bezüglich der Einhaltung der geforderten mechanischen Eigenschaften ist der Gesamtgehalt von Mn + Si + Cr ebenfalls erfindungsgemäß blechdickenabhängig einzuhalten. Als günstig hat sich bei Blechdicken von ≤1mm ein Summengehalt von ≥1,88 bis ≤2,60%, bei Blechdicken von 1 bis 2mm ein Summengehalt von ≥2,20 bis ≤3,00% und bei Blechdicken ≥2mm ein Summengehalt von ≥2,50 bis ≤3,53% herausgestellt.
  • Aluminium (Al) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Der Sauerstoff und Stickstoff wird so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern.
  • Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren Temperaturen gebildet.
  • In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit im Dualphasenstahl. Es unterdrückt zudem die Karbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Aluminium auch als Legierungselement in Restaustenitstählen verwendet, um einen Teil des Siliziums durch Aluminium zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion ist als Silizium.
  • Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,010 bis maximal 0,060% begrenzt und wird zur Beruhigung des Stahles zugegeben.
  • Niob (Nb): Aus Kostengründen wird auf die Zugabe von Niob verzichtet und der Gehalt auf die unvermeidbaren stahlbegleitenden Mengen begrenzt.
  • Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde herausgefunden, dass bei einer interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580MPa in einer Dicke von 0,50 bis 4,00mm erzeugt werden kann, der sich durch eine ausreichende Toleranz gegenüber Prozessschwankungen auszeichnet.
  • Damit liegt ein deutlich aufgeweitetes Prozessfenster für die erfindungsgemäße Legierungszusammensetzung im Vergleich zu bekannten Legierungskonzepten vor.
  • Die Glühtemperaturen für das zu erzielende Dualphasengefüge liegen für den erfindungsgemäßen Stahl zwischen ca. 700 und 950°C, damit wird je nach Temperaturbereich ein teilaustenitisches (Zweiphasengebiet) bzw. ein vollaustenitisches Gefüge (Austenitgebiet) erreicht.
  • Die Versuche zeigen, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. der austenitisierenden Glühung über Ac3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung auch nach einem weiteren Prozessschritt "Schmelztauchveredelung" bei Temperaturen zwischen 420 bis 470°C beispielsweise mit Zink oder Zink-Magnesium erhalten bleiben.
  • Das schmelztauchveredelte Material kann sowohl als Warmband, als auch als kalt nachgewalztes Warmband bzw. Kaltband im dressierten (kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand gefertigt werden.
  • Stahlbänder, vorliegend als Warmband, kaltnachgewalztes Warmband bzw. Kaltband aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung zeichnen sich außerdem bei der Weiterverarbeitung durch einen hohen Widerstand gegen kantennahe Rissbildung aus.
  • Die geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes längs und quer zu seiner Walzrichtung sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz, der dadurch beispielsweise quer, längs und diagonal zur Walzrichtung erfolgen kann.
  • Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Ar3 und Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt.
  • Bei kaltnachgewalztem Warmband, zum Beispiel mit ca. 16% Abnahme, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Ar3 und Haspeltemperaturen unterhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt.
  • Für die industrielle Fertigung für das Feuerverzinken nach Prozess 7b (entspricht dem Verfahren 2) stehen die nachfolgenden Beispiele:
    • Beispiel 1 (kaltnachgewalztes Warmband nach Figur 7c)
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,101 % C; 0,605% Si; 1,374% Mn; 0,327% Cr; 0,039% Al; 0,012% P; 0,0035% Nb; 0,003% Mo; 0,0063% N; 0,0009% S wurde in einem Konverterstahlwerk erschmolzen, in einer Warmbandstraße bei einer Endwalztemperatur von 911°C warmgewalzt und bei einer Haspeltemperatur von 484°C mit einer Dicke von 2,37mm aufgewickelt. Nach der Beizung mit Salzsäure erfolgte die Kaltwalzung auf einer fünfgerüstigen Tandemstraße mit einem Kaltwalzgrad von 16% von 2,37mm auf 1,99mm.
  • In einer Feuerverzinkungsanlage wurde entsprechend Figur 7c der Stahl mit ca. 6K/s auf ca. 847°C erwärmt. Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann zuerst eine langsame Abkühlung mit ca. 2K/s auf ca. 720°C, anschließend fand eine Schnellkühlung mit ca. 22K/s auf ca. 360°C. Das Band wurde vor Erreichen des Rüssels auf ca. 450°C wiedererwärmt. Nach dem Schmelztauchverzinken bei ca. 450°C Zinkbadtemperatur wurde das Band mit ca. 20K/s auf Raumtemperatur an Umgebungsluft abgekühlt. Inline erfolgte ein Kaltnachwalzen (Dressieren) mit ca. 0,2%.
  • Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
  • Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte (Vorgaben in Klammern Querwerte nach EN 10346 und Längswerte nach VDA239-100):
    - Dehngrenze (Rp0,2) Querrichtung 419MPa (340MPa-420MPa)
    Längsrichtung 408MPa (330MPa-430MPa)
    - Zugfestigkeit (Rm) Querrichtung 646MPa (min. 600MPa)
    Längsrichtung 636MPa (590MPa-700MPa)
    - Bruchdehnung (A80) Querrichtung 23,6% (min. 20%)
    Längsrichtung 27,0% (min. 20%)
    - n-Wert Querrichtung 0,18 (min. 0,14)
     n-Wert Längsrichtung 0,19 (min. 0,14)
    - Bake-Hardening BH2 Querrichtung 77MPa (min. 30MPa)
    Längsrichtung 77MPa (min. 30MPa)
    - Lochaufweitung nach ISO 16630 44%
    - planare Anisotropie Δr -0,14 (- 0,15 bis + 0,15 = quasi isotrop)
  • Das Streckgrenzenverhältnis Rp0,2/Rm liegt in Querrichtung bezogen auf die Walzrichtung bei 64% und in Längsrichtung bei 65%.
    • Beispiel 2 (Kaltband nach Figur 7b)
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,101 % C; 0,605% Si; 1,374% Mn; 0,327% Cr; 0,039% Al; 0,012% P; 0,0035% Nb; 0,003% Mo; 0,0063% N; 0,0009% S wurde in einem Konverterstahlwerk erschmolzen, in einer Warmbandstraße bei einer Endwalztemperatur von 902°C warmgewalzt und bei einer Haspeltemperatur von 676°C mit einer Dicke von 2,02mm aufgewickelt. Nach der Beizung mit Salzsäure erfolgte die Kaltwalzung auf einer fünfgerüstigen Tandemstraße mit einem Kaltwalzgrad von 50% von 2,02mm auf 0,99mm.
  • In einer Feuerverzinkungsanlage wurde entsprechend Figur 7b der Stahl mit ca. 54K/s auf ca. 781°C erwärmt und anschließend mit ca. 5K/s auf ca. 890°C weiter aufgeheizt.
  • Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann zuerst eine langsame Abkühlung mit ca. 1K/s auf ca. 860°C, anschließend fand eine Schnellkühlung mit ca. 23,2K/s auf ca. 465°C statt. Das Band erreichte den Rüssel mit ca. 465°C. Nach dem Schmelztauchverzinken bei ca. 450°C Zinkbadtemperatur wurde das Band mit ca. 34,3K/s auf Raumtemperatur an Umgebungsluft abgekühlt. Inline erfolgte ein Kaltnachwalzen (Dressieren) mit ca. 0,2%.
  • Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
  • Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:
    - Dehngrenze (Rp0,2) Querrichtung 382MPa (340MPa-420MPa)
    Längsrichtung 380MPa (330MPa-430MPa)
    - Zugfestigkeit (Rm) Querrichtung 657MPa (min. 600MPa)
    Längsrichtung 654MPa (590MPa-700MPa)
    - Bruchdehnung (A80) Querrichtung 24,6% (min. 20%)
    Längsrichtung 24,2% (min. 20%)
    - n-Wert Querrichtung 0,17 (min. 0,14)
     n-Wert Längsrichtung 0,17 (min. 0,14)
    - Bake-Hardening BH2 Querrichtung 56MPa (min. 30MPa)
    Längsrichtung 60MPa (min. 30MPa)
    - Lochaufweitung nach ISO 16630 49%
    - planare Anisotropie Δr -0,06 (- 0,15 bis + 0,15 = quasi isotrop)
  • Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm liegt sowohl in Längs- als auch in Querrichtung (bezogen auf die Walzrichtung) bei 58%.
    • Beispiel 3 (Warmband nach Figur 7b)
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,101% C; 0,605% Si; 1,374% Mn; 0,327% Cr; 0,039% Al; 0,012% P; 0,0035% Nb; 0,003% Mo; 0,0063% N; 0,0009% S wurde in einem Konverterstahlwerk erschmolzen, in einer Warmbandstraße bei einer Endwalztemperatur von 916°C warmgewalzt und bei einer Haspeltemperatur von 485°C mit einer Dicke von 2,02mm aufgewickelt.
  • Nach der Beizung mit Salzsäure erfolgte keine Kaltwalzung sondern eine Warmbandverzinkung. In einer Feuerverzinkungsanlage wurde entsprechend Figur 7b der Stahl mit ca. 25K/s auf ca. 785°C erwärmt und anschließend mit ca. 1K/s auf ca. 893°C weiter aufgeheizt.
  • Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann zuerst eine langsame Abkühlung mit ca. 1K/s auf ca. 860°C, anschließend fand eine Schnellkühlung mit ca. 10K/s auf ca. 470°C. Das Band erreichte den Rüssel mit ca. 465°C. Nach dem Schmelztauchverzinken bei ca. 450°C Zinkbadtemperatur wurde das Band mit ca. 15K/s auf Raumtemperatur an Umgebungsluft abgekühlt. Inline erfolgte ein Kaltnachwalzen (Dressieren) mit ca. 0,2%.
  • Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
  • Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:
    - Dehngrenze (Rp0,2) Querrichtung 362MPa (340MPa-420MPa)
    Längsrichtung 363MPa (330MPa-430MPa)
    - Zugfestigkeit (Rm) Querrichtung 620MPa (min. 600MPa)
    Längsrichtung 622MPa (590MPa-700MPa)
    - Bruchdehnung (A80) Querrichtung 24,3% (min. 20%)
    Längsrichtung 24,5% (min. 20%)
    - n-Wert Querrichtung 0,17 (min. 0,14)
     n-Wert Längsrichtung 0,17 (min. 0,14)
    - Bake-Hardening BH2 Querrichtung 58MPa (min. 30MPa)
    Längsrichtung 59MPa (min. 30MPa)
    - Lochaufweitung nach ISO 16630 41%
    - planare Anisotropie Δr -0,08 (- 0,15 bis + 0,15 = quasi isotrop)
  • Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm liegt sowohl in Querrichtung als auch in Längsrichtung (bezogen auf die Walzrichtung) bei 58,4%.
  • Bei Versuchen wurden für das Feuerverzinken nach Figur 7c die in den nachfolgenden Beispielen dargestellten Kennwerte erreicht.
    • Beispiel 4 (Warmband und kaltnachgewalztes Warmband nach Figur 7c)
  • Der erfindungsgemäße Stahl aus Beispiel 2 (Haspeltemperatur 676°C) und aus Beispiel 3 (Haspeltemperatur 485°C) wurde nach dem Beizen unter betriebsnahen Bedingungen weiter prozessiert. Das Kaltwalzen wurde in einem Versuchskaltwalzwerk durchgeführt. Die getesteten Kaltwalzgrade betrugen 0% und 10%. Mit einem Glühsimulator wurde der Feuerverzinkungszyklus gemäß Figur 7c nachgestellt.
  • Abhängig von der Banddicke wurden unterschiedliche Heiz- und Abkühlraten dargestellt wobei die eingestellten Temperaturen unabhängig von der Probendicke gewählt wurden. Der Stahl wurde auf 860°C aufgeheizt, dann zunächst langsam auf 720°C abgekühlt, bevor die schnelle Abkühlung mit auf 350°C eingeleitet wurde. Hiernach wurden die Proben auf 450°C aufgeheizt, bevor sie mit maximal 24K/s auf Raumtemperatur abgekühlt wurden. Die Proben wurden nicht dressiert. Die mechanischen Kennwerte wurden in Längsrichtung bestimmt. Die Ergebnisse der Zugversuche in Längsrichtung bezogen auf die Walzrichtung sind in Figur 8 dargestellt.
  • Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen.
  • Es zeigen:
    • Figur 1:
    Prozesskette (schematisch) für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl
    Figur 2:
    Ergebnisse eines Lochaufweitungsversuches nach ISO 16630 (Blechdicke 1 mm) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl gegenüber einem überperitektischen, phosphorlegierten und mikrolegierungsfreien Vergleichsgüte
    Figur 3:
    Beispiel für analytische Unterschiede des erfindungsgemäßen Stahls gegenüber einer überperitektischen, phosphorlegierten und mikrolegierungsfreien Vergleichsgüte
    Figur 4:
    Beispiel für mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls im Vergleich zu einer überperitektischen, phosphorlegierten und mikrolegierungsfreien Vergleichsgüte
    Figur 5:
    Zeit-Temperatur-Verlauf (schematisch) der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen, beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl
    Figur 6:
    Kugelschlagprobe nach SEP1931 an dem feuerverzinkten erfindungsgemäßen Stahl
    Figur 7a, b, c:
    Temperatur-Zeit-Kurve (Glühvarianten schematisch)
    Figur 8:
    mechanische Eigenschaften (Längsproben) der im Labor geglühten bzw. kaltgewalzten und geglühten Proben eines erfindungsgemäßen Stahls nach Beispiel 4
  • Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung des erfindungsgemäßen Stahls. Dargestellt sind die unterschiedlichen die Erfindung betreffenden Prozessrouten. Bis zur Position 5 (Beize) ist die Prozessroute für alle erfindungsgemäßen Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Prozessrouten. Beispielsweise kann das gebeizte Warmband verzinkt werden oder mit unterschiedlichen Abwalzgraden kaltgewalzt und verzinkt werden. Oder es kann weichgeglühtes Warmband bzw. weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und verzinkt werden.
  • Figur 2 zeigt Ergebnisse eines Lochaufweitungsversuches (relative Werte zur Vergleichsgüte). Dargestellt sind die Ergebnisse der Lochaufweitungstests für einen erfindungsgemäßen Stahl gegenüber der Vergleichsgüte, als Referenz dient die Standardgüte Prozess 2.
  • Die Werkstoffe haben eine Blechdicke von 1 bzw. 2mm. Die Ergebnisse gelten für den Test nach ISO 16630. Es ist zu sehen, dass die erfindungsgemäßen Stähle bessere Aufweitungswerte bei gestanzten Löchern erzielen als die Vergleichsgüten mit gleicher Prozessierung. Der Prozess 2 entspricht hierbei einer Glühung beispielsweise an einer Feuerverzinkung mit kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in Figur 7b beschrieben ist.
  • Durch die unterschiedlichen erfindungsgemäßen Temperaturführungen innerhalb der genannten Spannbreite ergeben sich voneinander unterschiedliche Kennwerte bzw. auch unterschiedliche Lochaufweitungsergebnisse, die im Vergleich zu den Vergleichsgüten deutlich verbessert sind. Prinzipieller Unterschied sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der nachgeschalteten Abkühlung.
  • Figur 3 zeigt die maßgeblichen Legierungselemente des erfindungsgemäßen Stahls, gegenüber der Vergleichsgüte beispielhaft darstellt. Bei dem Vergleichsstahl (Standardgüte) liegt der hauptsächliche Unterschied im Kohlenstoffgehalt, der im überperitektischen Bereich liegt, aber auch in den Elementen Silizium und Chrom. Darüber hinaus ist die Standardgüte Phosphor-mikrolegiert. Der erfindungsgemäße Stahl ist deutlich Silizium-legiert.
  • Figur 4 zeigt die mechanischen Kennwerte quer zur Walzrichtung des erfindungsgemäßen Stahls zur Vergleichsgüte. Alle Kennwerte, die durch Glühung im Zweiphasengebiet erzielt wurden, entsprechen der normativen Vorgabe eines HCT600X bzw. HDT580X.
  • Figur 5 zeigt schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen von Bändern aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung. Dargestellt ist die zeit- und temperaturabhängige Umwandlung für den Warmwalzprozess als auch für eine Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen.
  • Figur 6 zeigt das positive Ergebnis der durchgeführten Kugelschlagprüfung (nach SEP1931) an einem feuerverzinkten Material aus dem erfindungsgemäßen Stahl.
  • Die Figuren 7 zeigen schematisch drei Varianten der erfindungsgemäßen Temperatur-ZeitVerläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung und jeweils verschiedene Austenitisierungsbedingungen.
  • Das Verfahren 1 ( Figur 7a ) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten kalt- oder warmgewalzten Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wird das Band auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Auf die Darstellung einer zweiten Zwischentemperatur (ca. 300 bis 500°C) wird in dieser schematischen Darstellung verzichtet. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt bzw. die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s wird bis auf Raumtemperatur beibehalten.
  • Das Verfahren 2 ( Figur 7b ) zeigt den Prozess gemäß Verfahren 1, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes zum Zwecke einer Schmelztauchveredelung kurzzeitig beim Durchlaufen des Schmelztauchgefäßes unterbrochen, um anschließend die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortzusetzen. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt.
  • Das Verfahren 3 ( Figur 7c ) zeigt ebenfalls den Prozess gemäß Verfahren 1 bei einer Schmelztauchveredelung, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes durch eine kurze Pause (ca. 1 bis 20 s) bei einer Zwischentemperatur im Bereich von ca. 200 bis 400°C unterbrochen und bis auf die Temperatur, die zum Schmelztauchveredeln notwendig ist (ca. 420 bis 470°C) wieder erwärmt. Anschließend wird das Stahlband wieder bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C gekühlt. Mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s erfolgt bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft die abschließende Kühlung des Stahlbandes.
  • Figur 8 zeigt die mechanischen Kennwerte eines erfindungsgemäßen Stahls (Beispie! 4), der gemäß Verfahren 3 ( Figur 7c ) geglüht bzw. kaltgewalzt und geglüht wurde.
  • Die Werte sind Mittelwerte aus zwei Längsproben, die im Zugversuch ermittelt wurden. Die niedrigen Werte für die Streckgrenze sind darauf zurückzuführen, dass die Proben undressiert sind.
    • Bezugszeichenliste: (Legende zu Figur 1/8)
    1. 1. Hochofenprozess
    2. 2. Sekundärmetallurgie
    3. 3. Stranggießen
    4. 4. Warmwalzen
    5. 5. Beizen
    6. 6. Weichglühen Warmband (optional)
    7. 7. Kalzwalzen
    8. 8. Mehrfachwalzer (optional)
    9. 9. Weichglühung Kaltband (optional)
    10. 10. Feuerverzinkung
    11. 11. Inline-Dressieren
    12. 12. Streckbiegerichteinheit

Claims (12)

  1. Hochfester Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 580MPa für ein kalt- oder warmgewalztes Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften, insbesondere für den Fahrzeugleichtbau, bestehend aus den Elementen (Gehalte in Masse-%): C 0,075 bis ≤0,105 Si 0,600 bis ≤0,800 Mn 1,000 bis ≤2, 250 Cr 0,280 bis ≤0,480 Al 0,010 bis ≤0,060 P ≤0,020 N ≦0,01 00 S ≤0,0150
    Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, mit der Maßgabe, dass bei Banddicken bis 1mm der Mn-Gehalt ≤1,500% und die Summe aus Mn+Si+Cr-Gehalt ≥1,88 ≤2,60%,
    bei Banddicken von 1 bis 2mm der Mn-Gehalt ≤1,750% und
    die Summe aus Mn+Si+Cr-Gehalt ≥2,20 ≤ 3,00% und
    bei Banddicken ≥2mm der Mn-Gehalt ≥1,500% und
    die Summe aus Mn+Si+Cr-Gehalt ≥2,50 ≤3,53% beträgt.
  2. Stahl nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der N-Gehalt ≤0,0090% beträgt.
  3. Stahl nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der N-Gehalt ≤0,0080% beträgt.
  4. Stahl nach Ansprüche 1,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der S-Gehalt ≤0,0050% beträgt.
  5. Stahl nach Anspruch 1,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der S-Gehalt ≤0,0030% beträgt.
  6. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem Stahl hergestellt nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem ein Dualphasengefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das kalt- oder warmgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt und dass das geglühte Stahlband anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer ersten Zwischentemperatur von ca. 300 bis 500°C, folgend mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer zweiten Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C abgekühlt, anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt oder die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der ersten Zwischentemperatur bis auf Raumtemperatur beibehalten wird, wobei bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließenden Kühlen die Kühlung vor dem Eintreten in das Schmelzbad angehalten und nach der Schmelztauchveredelung die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt, und anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt wird.
  7. Verfahren, nach Anspruch 6,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließenden Kühlen auf die Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C vor dem Eintreten in das Schmelzbad die Temperatur für ca. 1 bis 20 s gehalten und anschließend das Stahlband auf die Temperatur von ca. 420 bis 470°C wieder erwärmt wird und nach erfolgter Schmelztauchveredlung eine Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zur Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C erfolgt und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s an Luft bis zur Raumtemperatur abgekühlt wird.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 7,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das Oxidationspotential bei einer Glühung mit einer Anlagenkonfiguration, bestehend aus direkt befeuertem Ofenbereich (NOF) und einem Stahlrohrofen (RTF) durch einen CO-Gehalt von unter 4% gesteigert wird, wobei im RTF die Ofenatmosphäre reduzierend eingestellt ist und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes vor dem Eintauchen in das Zinkbad der Taupunkt bei -30°C oder darunter liegt.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 7,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Taupunkt in der Ofenatmosphäre bei -30°C oder darüber liegt, z.B. bei -25 oder -20°C.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 9,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit an unterschiedliche Banddicken im Zuge der Wärmebehandlung vergleichbare Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder eingestellt werden.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 10,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung dressiert wird.
  12. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 6 bis 11,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung streckbiegegerichtet wird.
EP13732078.4A 2012-06-22 2013-05-24 Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa Active EP2864517B1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102012013113A DE102012013113A1 (de) 2012-06-22 2012-06-22 Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl mit einer Mindestzugfestigkleit von 580MPa
PCT/DE2013/000299 WO2013189474A1 (de) 2012-06-22 2013-05-24 Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP2864517A1 EP2864517A1 (de) 2015-04-29
EP2864517B1 true EP2864517B1 (de) 2020-01-22

Family

ID=48700231

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP13732078.4A Active EP2864517B1 (de) 2012-06-22 2013-05-24 Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20150337408A1 (de)
EP (1) EP2864517B1 (de)
KR (1) KR102079611B1 (de)
DE (1) DE102012013113A1 (de)
RU (1) RU2627068C2 (de)
WO (1) WO2013189474A1 (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102020110319A1 (de) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015158731A1 (en) 2014-04-15 2015-10-22 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
ES2688729T3 (es) * 2014-04-23 2018-11-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en caliente para piezas en bruto laminadas a medida, piezas en bruto laminadas a medida y método para la producción de estas
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
DE102014017275A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017273A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
DE102015112889A1 (de) 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester manganhaltiger Stahl, Verwendung des Stahls für flexibel gewalzte Stahlflachprodukte und Herstellverfahren nebst Stahlflachprodukt hierzu
WO2017109538A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2017109540A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
DE102016110661A1 (de) 2016-06-09 2017-12-14 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten, manganhaltigen Stahl
WO2018030400A1 (ja) * 2016-08-08 2018-02-15 新日鐵住金株式会社 鋼板
DE102016115618A1 (de) 2016-08-23 2018-03-01 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung und ein derartiges Stahlband
CN109642263B (zh) 2016-08-23 2021-02-26 德国沙士基达板材有限公司 一种用于制造在进一步加工过程中具有改进性能的高强度钢带的方法以及这种钢带
EP3512967B1 (de) 2016-09-16 2024-06-19 Salzgitter Flachstahl GmbH Verfahren zur herstellung eines umgeformten bauteils aus einem manganhaltigen stahlflachprodukt und ein derartiges bauteil
DE102016117508B4 (de) 2016-09-16 2019-10-10 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl und ein derartiges Stahlflachprodukt
DE102016117494A1 (de) 2016-09-16 2018-03-22 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines umgeformten Bauteils aus einem mittelmanganhaltigen Stahlflachprodukt und ein derartiges Bauteil
DE102016117502A1 (de) 2016-09-16 2018-03-22 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Warm- oder Kaltbandes und/oder eines flexibel gewalzten Stahlflachprodukts aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl und Stahlflachprodukt hiernach
KR20190082804A (ko) 2016-11-02 2019-07-10 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하 저온용 중망간 강 제품 및 그 제조 방법
WO2018083028A1 (de) 2016-11-02 2018-05-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Nahtloses rohr aus einem mittelmanganhaltigen stahl und verfahren zu seiner herstellung
EP3583400B1 (de) 2017-02-17 2022-01-05 Goff Omega Holdings, LLC Prüfverfahren zur wasserstoffversprödung
DE102017223633A1 (de) * 2017-12-21 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit metallischer Korrosionsschutzschicht und Verfahren zur Herstellung eines solchen
KR102031454B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 저온 밀착성과 가공성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법
RU2691809C1 (ru) * 2018-05-25 2019-06-18 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства толстолистового высокопрочного износостойкого проката (варианты)
CN110616303A (zh) * 2018-06-19 2019-12-27 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级以上冷轧或镀锌双相钢板的制造方法
CN109136739B (zh) * 2018-06-29 2020-08-04 唐山钢铁集团有限责任公司 双相钢冷轧高强汽车板可涂装性能表面质量的控制方法
WO2020058330A1 (de) * 2018-09-19 2020-03-26 Sms Group Gmbh Hochfester mehrphasenstahl, stahlband aus diesem stahl sowie verfahren zur herstellung eines stahlbandes
KR102648242B1 (ko) * 2018-12-19 2024-03-18 주식회사 포스코 전기 저항 점용접성이 우수한 고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
DE102019108457B4 (de) * 2019-04-01 2021-02-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit verbesserter Haftung metallischer Schmelztauchüberzüge
DE102020203564A1 (de) 2020-03-19 2021-09-23 Sms Group Gmbh Verfahren zum Herstellen eines gewalzten Mehrphasenstahlbandes mit Sondereigenschaften
CN115427589A (zh) 2020-04-22 2022-12-02 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 热轧扁钢产品及其生产方法
CA3146647A1 (en) * 2021-01-29 2022-07-29 Algoma Steel Inc. Cold rolled steel sheet
CN113957349B (zh) * 2021-10-26 2022-09-06 江苏沙钢集团有限公司 一种600MPa级热成形钢及其生产方法
WO2023129088A2 (en) * 2021-12-30 2023-07-06 Ereğli̇ Demi̇r Ve Çeli̇k Fabri̇kalari T.A.Ş. High strength, iron-zinc alloy (galvanil) coated steel sheet and production method for the automotive industry

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100003161A1 (en) * 2002-06-19 2010-01-07 Nippon Steel Corporation Steel for Crude Oil Tank, Method for Producing the Same, Crude Oil Tank and Corrosion Prevention Method Thereof

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
EP0974677B2 (de) * 1997-01-29 2015-09-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Verfahren zur Herstellung hochfester Stahlblechen mit ausgezeichneter Formbarkeit und erhöchten Eigenschaften zur Absorption von Aufprallenergie
KR100334949B1 (ko) * 1997-03-17 2002-05-04 아사무라 타카싯 동적변형 특성이 우수한 듀얼 페이즈형 고강도 강판 및 그 제조방법
JPH11293396A (ja) * 1998-04-15 1999-10-26 Nkk Corp 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
JP3956550B2 (ja) * 1999-02-02 2007-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 強度延性バランスに優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法
DE19936151A1 (de) * 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
DE10037867A1 (de) 1999-08-06 2001-06-07 Muhr & Bender Kg Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes
JP2003247043A (ja) * 2001-07-06 2003-09-05 Jfe Steel Kk 強度−延性バランスに優れた高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
DE10161465C1 (de) * 2001-12-13 2003-02-13 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen von Warmband
FR2836930B1 (fr) * 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
CA2522607C (en) * 2003-08-26 2010-06-01 Jfe Steel Corporation High tensile cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP4337604B2 (ja) * 2004-03-31 2009-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法
EP2009128A1 (de) * 2007-06-29 2008-12-31 ArcelorMittal France Verzinkter oder Galvanneal-Siliziumstahl
JP5533144B2 (ja) * 2010-03-31 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法
DE102012002079B4 (de) * 2012-01-30 2015-05-13 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100003161A1 (en) * 2002-06-19 2010-01-07 Nippon Steel Corporation Steel for Crude Oil Tank, Method for Producing the Same, Crude Oil Tank and Corrosion Prevention Method Thereof

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102020110319A1 (de) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu

Also Published As

Publication number Publication date
KR20150023567A (ko) 2015-03-05
RU2627068C2 (ru) 2017-08-03
RU2015101783A (ru) 2016-08-20
KR102079611B1 (ko) 2020-04-07
US20150337408A1 (en) 2015-11-26
DE102012013113A1 (de) 2013-12-24
EP2864517A1 (de) 2015-04-29
WO2013189474A1 (de) 2013-12-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2864517B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa
EP2809819B1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl mit verbesserten eigenschaften bei herstellung und verarbeitung
EP3027784B1 (de) Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP2836614B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP2366035B1 (de) Manganstahlband mit erhöhtem phosphorgehalt und verfahren zur herstellung desselben
EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
EP3221483B1 (de) Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3221478B1 (de) Warm- oder kaltband aus einem hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltgewalzten stahlbandes aus dem hohfesten lufthärtenden mehrphasenstahl
EP2668302B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften
EP3535431B1 (de) Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung
WO2017009192A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus
EP3692178B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl
EP4136265A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes mit einem mehrphasengefüge und stahlband hierzu
DE102021108448A1 (de) Stahlband aus einem hochfesten Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines derartigen Stahlbandes

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 20141205

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

DAX Request for extension of the european patent (deleted)
17Q First examination report despatched

Effective date: 20161010

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

Free format text: STATUS: EXAMINATION IS IN PROGRESS

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R079

Ref document number: 502013014245

Country of ref document: DE

Free format text: PREVIOUS MAIN CLASS: C22C0038020000

Ipc: C21D0001740000

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

RIC1 Information provided on ipc code assigned before grant

Ipc: C21D 1/74 20060101AFI20190724BHEP

Ipc: C21D 8/02 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/04 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/18 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/02 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C21D 6/00 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C21D 9/52 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/06 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C23C 2/06 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C21D 11/00 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/00 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/22 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C21D 1/84 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 1/02 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/38 20060101ALI20190724BHEP

Ipc: C22C 38/26 20060101ALI20190724BHEP

INTG Intention to grant announced

Effective date: 20190822

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: CH

Ref legal event code: EP

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: REF

Ref document number: 1226936

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20200215

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: GERMAN

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 502013014245

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: MP

Effective date: 20200122

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: 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: 20200122

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: 20200422

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: 20200614

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: 20200122

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: 20200122

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

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: 20200122

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: 20200423

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: 20200422

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: 20200122

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: 20200522

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: 20200122

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 502013014245

Country of ref document: DE

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

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: 20200122

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: 20200122

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: 20200122

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: 20200122

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: 20200122

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: 20200122

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: 20200122

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: 20200122

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: 20201023

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: 20200531

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: 20200122

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: 20200122

Ref country code: CH

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

Effective date: 20200531

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: 20200122

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: 20200122

REG Reference to a national code

Ref country code: BE

Ref legal event code: MM

Effective date: 20200531

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

Effective date: 20200524

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: 20200524

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: 20200524

Ref country code: GB

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

Effective date: 20200524

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

Ref country code: BE

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

Effective date: 20200531

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: MM01

Ref document number: 1226936

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20200524

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: 20200524

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

Ref country code: TR

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

Effective date: 20200122

Ref country code: MT

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

Effective date: 20200122

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: 20200122

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

Ref country code: MK

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

Effective date: 20200122

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: 20200122

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

Ref country code: DE

Payment date: 20240521

Year of fee payment: 12

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

Ref country code: FR

Payment date: 20240528

Year of fee payment: 12